DE112013004245B4

DE112013004245B4 - Hochfestes Aluminiumlegierungsrippenmaterial und Herstellungsverfahren desselben

Info

Publication number: DE112013004245B4
Application number: DE112013004245.2T
Authority: DE
Inventors: Takanori Kokubo; Toshiya Anami; Hayaki Teramoto; Hideyuki Ota; Toshihide Ninagawa
Original assignee: Novelis Inc Canada; Denso Corp; Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Novelis Inc Canada; Denso Corp; Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 2012-08-30
Filing date: 2013-06-04
Publication date: 2024-01-04
Anticipated expiration: 2033-06-05
Also published as: BR112015002412B1; US10280495B2; US20150252461A1; CN104583433A; WO2014034212A1; JP5854954B2; CN104583433B; DE112013004245T5; BR112015002412A2; DE112013004245T8; JP2014047384A

Abstract

Aluminiumlegierungsrippenmaterial zur Verwendung in einem Wärmetauscher, das in Massenprozent Si: 0,9 bis 1,2%, Fe: 0,8 bis 1,1%, Mn: 1,1 bis 1,4% und Zn: 0,9 bis 1,1% enthält, ferner die Verunreinigung Mg bis 0,05% oder weniger, Cu: 0,03% oder weniger und eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 auf 1,4% bis 1,6% begrenzt, und einen Rest unvermeidbarer Verunreinigungen und Al aufweist, wobei eine Endschichtdicke 35 bis 50 µm ist, eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa oder geringer ist, eine Erstarrungstemperatur 620°C oder mehr ist, eine Zugfestigkeit nach der Hartlötung 140 MPa oder mehr ist, eine elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten 45%IACS oder mehr ist und ein Restpotential nach dem Hartlöten zwischen -730 mV bis -760 mV ist.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein hochfestes Aluminiumlegierungsrippenmaterial, das für einen Aluminiumwärmetauscher verwendet wird, und ein Verfahren zur Herstellung desselben.
HINTERGRUND DES STANDES DER TECHNIK
Ein Aluminiumwärmetauscher umfasst ein Material, das Aluminiumarbeitsfluidpassagen ausbildet, für die das Material verwendet wurde, das für die Aluminiumlegierungsrippen hartgelöst ist. Um die Performance und Eigenschaften von Wärmetauschern zu verbessern, ist es erforderlich, dass dieses Aluminiumlegierungsrippenmaterial einen Opferanodeneffekt aufweist, um eine Korrosion des Materials, das die Arbeitsfluidpassage ausbildet, zu verhindern, und es ist erforderlich, eine hervorragende Standfestigkeit und einen Erosionswiderstand aufzuweisen, so dass sich das Rippenmaterial nicht verformt und das hartgelötete Material nicht in das Rippenmaterial aufgrund einer zum Zeitpunkt des Hartlötens auftretenden hohen Temperatur eindringt.
Das Rippenmaterial umfasst Mn, Fe, Si, Zn, usw., die zu diesem dazugegeben wird, um die vorstehenden Grundeigenschaften zu erfüllen, aber in letzter Zeit wurde der Herstellungsprozess verbessert, um die hochfesten Aluminiumlegierungsrippen zur Verwendung in einem Wärmetauscher mit einer geringen Zugfestigkeit vor dem Hartlöten und einer hohen Zugfestigkeit nach dem Hartlöten und einer Wärmeleitfähigkeit zu entwickeln.
PLT 1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsrippenmaterials zur Verwendung beim Hartlöten, das die vorstehenden Eigenschaften erfüllt, die für die Rippenmaterialien erforderlich sind, und stellt ein Rippenmaterial bereit, das durch Gießen einer Aluminiumlegierungsschmelze, die eine spezifische Zusammensetzung aufweist, zu einer Aluminiumlegierungsschicht durch ein Doppelwalz-Stranggussverfahren und -walzverfahren, ein Kaltwalzen und zweimaliges Glühen oder mehrmaliges Gießen durch Zwischenglühen ausgebildet werden kann.
Das Rippenmaterial, das in der PLT 1 vorgeschlagen wird, erhöht den Lötdispersionswiderstand durch Beibehalten der gewalzten Struktur (faserige Struktur) bis zu dem Hartlötenerwärmen. Allerdings neigt ein Rippenmaterial, das eine reduzierte Dicke aufweist, dazu, eine größere Rückfederung aufzuweisen. Wenn es geriffelt bzw. punktgewellt wird, gab es Bedenken, dass eine vorbestimmte Rippenteilung nicht länger erlangt wird.
PLT 2 offenbart ein Aluminiumlegierungsrippenmaterial, das umfasst: Si: 0,7 bis 1,3 Gewichts-%, Fe: über 2,0 Gewichts-% bis 2,8 Gewichts-%, Mn: über 0,6 Gewichts-% bis 1,2 Gewichts-% und Zn: über 0,02 Gewichts-% bis 1,5 Gewichts-%, und einen Rest von Al und zwangsläufigen Verunreinigungen aufweist, 110000/mm² oder mehr intermetallische Komponenten mit einer maximalen Größe von 0,1 bis 1,0 µm aufweist und eine Korngröße nach dem Hartlöten von 150 µm oder mehr aufweist.
Das Rippenmaterial, das in PLT 2 beschrieben wird, umfasst eine elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten von 50%IACS oder mehr, und eine hervorragende Wärmeleitfähigkeit, selbst wenn Fe über 2,0 Gewichts-% bis 2,8 Gewichts-% liegt und die Erstarrungsabkühlgeschwindigkeit mit einer Doppelband-Gießmaschine relativ schnell ist, wobei grobe Al-(FeMn)-Si-basierte Ablagerungen zum Zeitpunkt des Gießens ausgebildet werden und eine Herstellung eines Schichtenmaterials schwierig wird.
PLT 3 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsrippenmaterials zur Verwendung bei einem Hartlöten, das die vorstehenden Eigenschaften erfüllt, die für Rippenmaterialien erforderlich sind, und stellt ein Rippenmaterial bereit, das durch Gießen einer Aluminiumlegierungsschmelze, die eine spezifizierte Zusammensetzung ist, zu einer Aluminiumlegierungsbramme durch ein Doppelband-Stranggussverfahren, Kaltwalzen und Glühen durch Zwischenglühen ausgebildet werden kann.
Darüber hinaus ist das Rippenmaterial für einen Wärmetauscher in einer vorbestimmten Form durch Riffeln usw. vor dem Hartlöten des Materials mit anderen Elementen des Wärmetauschers ausgebildet. Zu diesem Zeitpunkt fördern die hochharten zweiten Phasenpartikel, die in der Metallstruktur des Rippenmaterials vorhanden sind, die Abrasion der Gussform, und die Lebensdauer der Form wird kürzer.
PLT 4 offenbart den Stand der Technik, in dem die Anzahl von 1 µm oder mehr von zweiten Phasenpartikel pro Einheitsbereich, die in der Metallstruktur des Rippenmaterials vorhanden sind, definiert ist, um die Gussverschleißeigenschaft zu verbessern.
Allerdings gab es, falls versucht wird, die Dicke eines Rippenmaterials weiter zu reduzieren und die Zugfestigkeit eines Rippenmaterials zu erhöhen, Bedenken bezüglich der Rückfederung, die zum Zeitpunkt der Riffelung bzw. Wellung leicht auftritt und die Formstabilität wie in der Vergangenheit zusammenfällt.
ZITIERUNGSLISTE
Patentliteratur

PLT 1: Japanische Patentoffenlegung JP 2002-241910 A
PLT 2: Japanische Patentoffenlegung JP 2004-277756 A
PLT 3: Japanische Patentoffenlegung JP 2008-038166 A
PLT 4: Japanische Patentoffenlegung JP 2009-270180 A

KURZFASSUNG DER ERFINDUNG
Technisches Problem
Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein dünnes Aluminiumlegierungsrippenmaterial zur Verwendung für einen Wärmetauscher, das, selbst falls es auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm ausgebildet wird, eine geringe Rückfederung zum Zeitpunkt der Riffelung bzw. Wellung aufweist, eine geeignete Festigkeit vor dem Hartlöten aufweist, das eine einfache Rippenbildung ermöglicht, eine hohe Festigkeit nach dem Hartlöten aufweist und einen hervorragenden Erosionswiderstand, Selbstkorosionswiderstand und Opferanodeneffekt aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung desselben vorzusehen.
Lösung des Problems
Die mit intensiven Studien betrauten Erfinder usw. stellten ein Ergebnis fest, bei dem entdeckt wurde, dass durch Begrenzen der Legierungszusammensetzung auf einen zulässigen Bereich und durch Entwickeln eines Verfahrens einer Herstellung, aufweisend: Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Gießen einer Dünnbramme und eine geeignete Kombination von Warmwalzen, Kaltwalzen und Glühen unter vorgeschriebenen Bedingungen, es möglich ist, ein Aluminiumlegierungsrippenmaterial für die Verwendung bei einem Wärmetauscher zu erlangen, das, selbst wenn es auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm dünner ausgebildet wird, eine Rückfederung zum Zeitpunkt der Wellung bzw. Riffelung unterdrückt, eine hervorragende Formstabilität aufweist und die vorstehenden Eigenschaften aufweist, und erlangten ein Verfahren einer Herstellung desselben.
Das bedeutet, dass zum Erreichen der vorstehenden Aufgabe gemäß der vorliegenden Erfindung ein Aluminiumlegierungsrippenmaterial für die Verwendung eines Wärmetauschers vorgesehen ist, das in Massenprozent aufweist Si: 0,9 bis 1,2%, Fe: 0,8 bis 1,1%, Mn: 1,1 bis 1,4% und Zn: 0,9 bis 1,1%, ferner die Verunreinigung Mg bis 0,05% oder weniger, Cu bis 0,03% oder weniger und eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 auf 1,4% bis 1,6 begrenzt, und einen Rest unvermeidbarer Verunreinigungen und Al aufweist, wobei eine Endschichtdicke 35 bis 50 µm ist, eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa oder weniger ist, eine Erstarrungstemperatur 620°C oder mehr ist, eine Zugfestigkeit nach dem Hartlöten 140 MPa oder mehr ist, eine elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten 45%IACS oder mehr ist und ein Restpotential nach dem Hartlöten -730 mV bis -760 mV ist.
Darüber hinaus umfasst ein Verfahren einer Herstellung für ein Rippenmaterial der vorliegenden Erfindung (erstes Verfahren der Herstellung): Gießen einer Schmelze der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung, Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen auf eine Dicke von 3 bis 20 mm einer Dünnbramme, Verwenden eines Warmwalzwerks zum Walzen der Dünnbramme auf 0,5 bis 5 mm, Aufwickeln zu einer Rolle, anschließendes Kaltwalzen auf eine Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm, Glühen bei einer Haltetemperatur von 250 bis 450°C zum Zwischenglühen und Kaltwalzen mit einer Endkaltwalzrate von 25 bis 50% auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm.
Darüber hinaus umfasst ein Verfahren zur Herstellung für ein Rippenmaterial der vorliegenden Erfindung (zweites Verfahren der Herstellung): Gießen einer Schmelze der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung, Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen auf eine Dicke von 3 bis 10 mm einer Dünnbramme, Aufwickeln zu einer Rolle, anschließendes Kaltwalzen als erste Stufe auf eine Schichtdicke von 1,0 bis 6,0 mm, Glühen bei 300 bis 500°C für ein primäres Zwischenglühen, weiteres Kaltwalzen als eine zweite Stufe auf eine Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm, Glühen bei 250 bis 450°C für ein sekundäres Zwischenglühen und Kaltwalzen mit einer Endkaltwalzrate von 25 bis 50% auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm.
Vorteilhafte Wirkungen der Erfindung
Das Aluminiumlegierungsrippenmaterial für die Verwendung in einem Wärmetauscher der vorliegenden Erfindung als eine Eigenschaft der chemischen Zusammensetzung aufweist: Begrenzung der Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von 1,4% zu 1,6% verglichen mit einem herkömmlichen Rippenmaterial, um dadurch ein dünnes Rippenmaterial zu erlangen, selbst wenn es auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm ausgebildet wird, eine geringe Rückfederung zum Zeitpunkt der Wellung bzw. Riffelung, eine geeignete Festigkeit vor dem Hartlöten, das eine einfache Rippenausbildung ermöglicht, eine hohe Festigkeit nach dem Hartlöten und einen hervorragenden Erosionswiderstand, Selbstkorosionswiderstand und Opferanodeneffekt.
Das Verfahren zur Herstellung für das Rippenmaterial der vorliegenden Erfindung kann ein Rippenmaterial erzeugen, das mit den vorstehenden Bedingungen durch Verwenden einer Schmelze der Zusammensetzung des Rippenmaterials der vorliegenden Erfindung, um eine Dünnbramme mit einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zu Gießen, und einer geeigneten Kombination von Warmwalzen, Kaltwalzen und Glühen unter vorgeschriebenen Bedingungen, vorgesehen ist.
BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Die Gründe für eine Begrenzung der Zusammensetzung des Aluminiumlegierungsrippenmaterials für die Verwendung in einem Wärmetauscher der vorliegenden Erfindung werden erläutert. In dieser Beschreibung bedeutet, außer in einer besonderen Art und Weise angezeigt, „%“ den anzeigenden Gehalt an „Massenprozent“.
Si: 0,9 bis 1,2%
Si bildet Al-(FeMn)-Si-basierte Komponenten im Submikronbereich in gleichzeitiger Gegenwart von Fe und Mn zum Zeitpunkt des Hartglühens, um die Festigkeit zu erhöhen, und verringert gleichzeitig die Menge an fester Lösung von Mn, um die Wärmeleitfähigkeit zu verbessern. Falls die Gehaltskonzentration von Si weniger als 0,9% ist, ist der Effekt nicht ausreichend. Falls er über 1,2% ist, fällt die Erstarrungstemperatur, so dass die Möglichkeit der Erosion des Rippenmaterials zum Zeitpunkt des Hartglühens steigt. Daher ist die Konzentration des Gehalts von Si auf 0,9 bis 1,2% beschränkt. Vorzugsweise ist die Gehaltskonzentration von Si in einem Bereich von 0,95 bis 1,15%. Noch bevorzugter ist die Gehaltkonzentration von Si in einem Bereich von 0,95% bis 1,1%.
Fe: 0,8 bis 1,1%
Fe bildet AL-(FeMn)-Si-basierte Komponenten im Submikronbereich in gleichzeitiger Gegenwart von Mn und Si zum Zeitpunkt des Hartglühens, um die Festigkeit zu verbessern, und verringert gleichzeitig die Mengen an Feststofflösung bzw. Solidlösung von Si und Mn, um das Potential gering zu machen bzw. gestalten und die Leitfähigkeit (Wärmeleitfähigkeit) zu verbessern. Um diesen Effekt zu erlangen, ist eine Gehaltskonzentration von Fe von 0,8% oder mehr notwendig. Falls die Gehaltkonzentration von Fe weniger als 0,8% ist, fällt nicht nur die Festigkeit, sondern auch das Restpotential nach dem Hartlöten wird gering, der Effekt der Verbesserung des Opferanodeneffekts fällt, und die Leitfähigkeit fällt ebenso. Allerdings wird, falls die Gehaltskonzentration von Fe über 1,1% ist, die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten hoch, die Rückfederung kann nicht unterdrückt werden und die Formstabilität fällt. Daher ist die Gehaltskonzentration von Fe auf 0,8 bis 1,1% begrenzt. Die bevorzugte Gehaltskonzentration von Fe ist 0,85 bis 1,05%. Die bevorzugtere Gehaltskonzentration von Fe ist 0,9 bis 1,0%.
Mn: 1,1 bis 1,4%
Mn führt eine hohe Dichte als eine Al-(FeMn)-Si-basierte Komponente in einem Submikronbereich zum Zeitpunkt des Hartglühens aufgrund der gleichzeitigen Gegenwart von Fe und Si herbei und verbessert die Festigkeit des Legierungsmaterials nach dem Hartlöten. Ferner weist die Al-(FeMn)-Si-basierte Ablagerung im Submikronbereich einen starken Effekt der Hemmung einer Rekristallisation auf, so dass die rekristallisierten Partikel 200 µm oder mehr werden und der Erosionswiderstand sichergestellt werden kann. Um diesen Effekt zu erlangen, weist die Gehaltskonzentration von Mn 1,1% oder mehr auf. Allerdings wird, falls die Gehaltskonzentration von Mn über 1,4% liegt, die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten zu hoch, eine Rückfederung kann nicht unterdrückt werden und die Formstabilität fällt ab. Daher ist die Gehaltskonzentration von Mn auf 1,1 bis 1,4% beschränkt. Die bevorzugte Gehaltskonzentration von Mn ist 1,2 bis 1,4%. Die bevorzugtere Gehaltskonzentration von Mn ist 1,2 bis 1,35%.
Zn: 0,9 bis 1,1%
Zn ermöglicht, dass das Restpotential nach dem Hartlöten des Rippenmaterials gering ist, so dass es einen Opferanodeneffekt gibt. Um diesen Effekt zu erlangen, ist eine Gehaltskonzentration von Zn von 0,9% oder mehr notwendig. Allerdings verschlechtert sich, falls die Gehaltkonzentration von Zn über 1,1% ist, der Selbstkorosionswiderstand des Materials, und die Wärmeleitfähigkeit fällt aufgrund der Feststofflösung des Zn. Daher ist die Gehaltskonzentration von Zn von 0,9 bis 1,1% beschränkt. Die bevorzugte Gehaltskonzentration von Zn ist 0,95 bis 1,1%. Die bevorzugtere Gehaltskonzentration von Zn ist 0,95 bis 1,05%.
Mg: 0,05 Gewichts-% oder weniger
Mg beeinflusst die Lötbarkeit. Falls die Gehaltskonzentration 0,05 Gewichts-% übersteigt, neigt die Lötbarkeit dazu, beeinträchtigt zu werden. Insbesondere reagiert in dem Fall des Hartlötens unter Verwendung eines fluorbasierten Flusses das Fluor (F) in den Inhaltsstoffen des Flusses und das Mg in der Legierung leicht und MgF₂ und andere Komponenten werden erzeugt. Aus diesem Grund wird die absolute Menge des Flusses, der effektiv zum Zeitpunkt des Hartlötens wirkt, unzureichend und eine geringe Lötbarkeit tritt leicht auf. Daher sind als zwangsläufige Verunreinigungen insbesondere die Gehaltskonzentration von Mg auf 0,05% oder weniger beschränkt.
Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 beschränkt auf 1,4% bis 1,6%
Das Aluminiumlegierungsrippenmaterial zur Verwendung in einem Wärmetauscher der vorliegenden Erfindung als eine Eigenschaft der chemischen Komponente aufweisend: Beschränkung der Gehaltkonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von 1,4% bis 1,6% verglichen mit einem herkömmlichen Rippenmaterial, um dadurch ein dünnes Rippenmaterial zu erlangen, das, selbst wenn es mit einer Endschichtdicke von 35 bis 50 µm ausgebildet ist, eine geringe Rückfederung zum Zeitpunkt einer Wellung aufweist, eine geeignete Festigkeit vor dem Hartlöten aufweist, das eine einfache Rippenausbildung ermöglicht, eine hohe Festigkeit nach dem Hartlöten aufweist und einen hervorragenden Erosionswiderstand, Selbstkorosionswiderstand und Opferanodeneffekt aufweist. Falls die Gehaltkonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 kleiner als 1,4% ist, wird die Zugfestigkeit des Rippenmaterials nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa und die Festigkeit nach dem Hartlöten ist nicht ausreichend. Darüber hinaus überschreitet, falls die Gehaltkonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 1,6% übersteigt, die Zugfestigkeit des Rippenmaterials vor dem Hartlöten letztlich 215 MPa, so dass die Rippenformstabilität abfällt.
Cu: 0,03% oder weniger
Bezüglich der anderen Verunreinigungskomponenten als Mg, macht Cu diese das Potential des Materials höher, so dass der Gehalt auf 0,03% oder weniger beschränkt wird. Cr, Zr, Ti und V senken die Leitfähigkeit (Wärmeleitfähigkeit) des Materials beträchtlich, selbst bei geringen Mengen, so dass die Gehaltskonzentration dieser Elemente jeweils auf 0,05% oder weniger beschränkt werden.
Endschichtdicken: 35 bis 50 µm
Um die Dicke zu reduzieren und das Gewicht zu reduzieren, ist die Endschichtdicke auf 50 µm oder weniger beschränkt. Darüber hinaus kommt es, falls die Endschichtdicke weniger als 35 µm ist, zu einer nicht ausreichenden Festigkeit des Wärmetauschers selbst nach dem Hartlöten. Daher ist die Endschichtdicke des Rippenmaterials auf 35 bis 50 µm beschränkt.
Zugfestigkeit vor dem Hartlöten: 215 MPa oder weniger
Falls die Zugfestigkeit über 215 MPa in dem Fall eines Dünnrippenmaterials mit einer Schichtdicke von 35 bis 50 µm liegt, wird die Rückfederung zum Zeitpunkt der Rippenausbildung größer und eine vorbestimmte Rippenform kann nicht länger erlangt werden. Daher ist die Zugfestigkeit des Rippenmaterials auf 215 MPa oder weniger beschränkt.
Erstarrungstemperatur: 620°C oder mehr
Falls die Erstarrungstemperatur weniger als 620°C ist, steigt die Möglichkeit zur Erosion, die zum Zeitpunkt des Hartlötens auftritt, so dass dies nicht bevorzugt wird. Daher ist die Erstarrungstemperatur auf 620°C oder mehr beschränkt.
Zugfestigkeit nach dem Hartlöten: 140 MPa oder mehr
Das Rippenmaterial der vorliegenden Erfindung wird zu Rohre usw. zur Verwendung als Wärmetauschers hartgelötet. Aus diesem Grund ist es notwendig, die vorbestimmte Festigkeit zu erfüllen, die für einen Wärmetauscher als Ganzes erforderlich ist. Die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten ist auf 140 MPa oder mehr beschränkt.
Elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten: 45%IACS oder mehr
Das Rippenmaterial der vorliegenden Erfindung wird zu Rohre usw. zur Verwendung als Wärmetauscher hartgelötet. Aus diesem Grund ist es notwendig, eine Wärme von dem Wärmemedium, das durch das Innere der Rohre durch die Rippen strömt, zu übertragen und effizient abzustrahlen. Die elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten ist auf 45%IACS oder mehr beschränkt.
Restpotential nach dem Hartlöten: -730 mV bis -760 mV
Das „Restpotential“ in der vorliegenden Anmeldung bedeutet das Potential basierend auf einer Silber-Silber-Chlorid-Referenzelektrode (SSE: Ag/AgCl/5%NaCl wässrigen Lösung). Falls das Restpotential nach dem Hartlöten über -730 mV liegt, wird das Potential zu hoch und der Opferanodeneffekt des Rippenmaterials fällt, so dass dies nicht bevorzugt wird. Darüber hinaus wird, falls das Restpotential nach dem Hartlöten weniger als -760 mV ist, das Potential zu gering und der Selbstkorosionswiderstand des Rippenmaterials fällt, so dass dies nicht bevorzugt wird. Daher ist das bevorzugte Restpotential nach dem Hartlöten in einem Bereich von -730 mV bis -760 mV. Das bevorzugtere Restpotential nach dem Hartlöten ist in einem Bereich von -740 mV bis -760 mV.
Als Nächstes werden die Bedeutung und die Gründe zur Begrenzung der Gussbedingungen, Zwischenglühbedingungen, Endkaltwalzrate und Endglühbedingungen der Dünnbramme in der folgenden Erfindung nachstehend beschrieben.
Verwendung der Dünnbrammen-Stranggussmaschine
Die Dünnbrammen-Stranggussmaschine ist eine Maschine, die sowohl eine Doppelband-Gussmaschine als auch eine Doppelwalz-Gussmaschine enthält. Die Doppelband-Gussmaschine ist mit einem Paar von drehenden Bandelementen, die mit endlosen Bändern vorgesehen ist und einander gegenüber Ober- und Unterseite zugewandt sind, einem Hohlraum, der zwischen dem Paar der drehenden Bandelementen ausgebildet ist, und Kühlmitteln vorgesehen, die innerhalb der drehenden Bandelemente vorgesehen sind und eine Dünnbramme durch Zuführen einer Metallschmelze in den Hohlraum durch Düsen, bestehend aus dem feuerfesten Material, stranggießen. Die Doppelwalz-Gussmaschine ist mit einem Paar an rotierenden Walzelementen, die mit endlosen Walzen vorgesehen sind und einander gegenüber Ober- und Unterseite zugewandt sind, einem Hohlraum, der zwischen dem Paar der rotierenden Walzelemente ausgebildet ist, und Kühlmitteln vorgesehen, die innerhalb der drehenden Walzteile vorgesehen sind und eine Dünnbramme durch Zuführen einer Metallschmelze in den Hohlraum durch die Düsen, bestehend aus einem feuerfesten Material, stranggießen.
Das erste Verfahren der Herstellung verwendet eine Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen auf eine Dicke von 3 bis 20 mm einer Dünnbramme, verwendet ein Warmwalzwerk zum Walzen davon, wickelt es zu einer Rolle auf, walzt es anschließend auf eine Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm kalt, glüht es bei einer Haltetemperatur von 250 bis 450°C für ein Zwischenglühen und walzt es mit einer Kaltwalzrate von 25 bis 50% kalt, um eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm zu erlangen.
Brammendicke: 3 bis 20 mm
Bei dem ersten Verfahren der Herstellung ist die Dicke der gegossenen Bramme auf 3 bis 20 mm beschränkt. Falls die Dicke in diesem Bereich liegt, ist die Geschwindigkeit der Erstarrung bei dem Mittelteil der Schichtdicke so schnell, dass eine einheitliche Struktur ausgebildet wird, und in einer Zusammensetzung des Bereichs der vorliegenden Erfindung ist die Menge der groben Komponenten klein und ein Rippenmaterial kann erlangt werden, das eine große Korngröße und hervorragende Eigenschaften nach dem Hartlöten aufweist. Falls die Dicke der Dünnbramme weniger als 3 mm ist, wird die Menge an Aluminium, die durch die Dünnbrammen-Stranggussmaschine pro Zeiteinheit durchgeht, schmal und das Gießen wird schwierig. Falls die Dicke 20 mm überschreitet, wird die Abkühlgeschwindigkeit bei dem Mittelteil der Schichtdicke geringer, grobe intermetallische Komponenten lagern sich ab und es führt zu einer Reduktion der Zugfestigkeit des Rippenmaterials. Demgemäß ist die Brammendicke auf 3 bis 20 mm beschränkt.
Wenn eine Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Gießen einer Dünnbramme (mit einer Dicke von 3 bis 20 mm) verwendet wird, ist die Brammenabkühlgeschwindigkeit bei einer Position ¼ der Dünnbramme 20 bis 1000°C/Sek oder so. Mit der Schmelze, die mit einer relativ schnellen Abkühlgeschwindigkeit derart in dem Bereich der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung erstarrt, wird es möglich, die Ablagerung von Al-(FeMn)-Si und anderen groben intermetallischen Komponenten zum Zeitpunkt des Gießens zu unterdrücken und es wird möglich, die Mengen an Fe, Si, Mn und anderen Elementen zu erhöhen, die die Feststofflösungen der Matrix ausbilden.
Bei dem ersten Verfahren der Herstellung wird die gegossene Dünnbramme weiter formgewalzt und anschließend zu einer Rolle bzw. einem Coil aufgewickelt. Insbesondere wird es, wenn die Dicke der gegossenen Bramme über 10 mm liegt anstatt nach Verwenden eines Warmwalzwerks zum Warmwalzen der Bramme auf eine Dicke von 10 mm oder weniger möglich, die Bramme zu einem Coil aufzuwickeln. Selbstverständlich ist es, selbst wenn die Dicke der gegossenen Bramme 3 bis 10 mm ist, beispielsweise, falls ein Warmwalzwerk zum Dressierwalzen eine Reduktionsrate von 5 bis 10% oder so verwendet, und möglich, die Flachheit der Oberfläche zu verbessern und die Oberflächenqualität des Coils zu verbessern.
Zwischenglühen bei einer Haltetemperatur von 250 bis 450°C.
Die Haltetemperatur des Zwischenglühens ist auf 250 bis 450°C beschränkt. Falls die Haltetemperatur des Zwischenglühens kleiner als 250°C ist, kann ein ausreichender erweichter Zustand nicht erlangt werden. Allerdings lagert sich, falls die Haltetemperatur des Zwischenglühens über 450°C liegt, eine große Menge an Mn in der Feststofflösung in der Matrix, die sich zum Zeitpunkt des Hartlötens ablagert, letztendlich als relativ große Al (Fe · Mn)-Si-basierte Komponente zum Zeitpunkt des Hochtemperaturzwischenglühens ab, so dass der Effekt der Verhinderung der Rekristallisierung zum Zeitpunkt des Hochhartglühens abgeschwächt wird, die rekristallisierten Korngröße weniger als 200 µm wird und die Standfestigkeit und der Erosionswiderstand zum Zeitpunkt des Hartlötens abfällt.
Die Haltezeit des Zwischenglühens muss nicht auf besondere Weise beschränkt werden, jedoch wird bevorzugt, sie zwischen einem Bereich von einer bis fünf Stunden zu halten. Falls die Haltezeit des Zwischenglühens weniger als eine Stunde ist, kann die Haltezeit mit der Temperatur des Coils als ein restliches ungleiches Ganzes verstreichen. Es gibt ein Risiko, das eine rekristallisierte Struktur nicht in der Schicht erlangt werden kann, so dass dies nicht bevorzugt wird. Falls die Haltezeit des Zwischenglühens fünf Stunden übersteigt, nimmt die Behandlung zu viel Zeit in Anspruch und die Produktivität fällt, so dass dies nicht bevorzugt wird.
Die Temperaturanheberate und Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der Zwischenglühbehandlung muss nicht auf besondere Weise beschränkt werden, jedoch wird bevorzugt, sie bei 30°C/Stunde oder mehr zu halten. Falls die Temperaturanheberate und Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der Zwischenglühbehandlung weniger als 30°C/Stunde wird, wird die Behandlung zu viel Zeit in Anspruche nehmen und die Produktivität fällt ab, so dass dies nicht bevorzugt wird.
Kaltwalzen der Endkaltwalzrate: 25 bis 50%
Die Endkaltwalzrate ist von 25 bis 50% beschränkt. Falls die Endkaltwalze weniger als 25% ist, ist die Formänderungsenergie, die aufgrund des Kaltwalzens angesammelt wird, klein und eine Rekristallisation wird in dem Prozess der Temperaturanhebung zum Zeitpunkt des Hartglühens nicht abgeschlossen, so dass die Standfestigkeit und der Erosionswiderstand abfällt. Falls die Endkaltwalzrate 50% übersteigt, wird die Produktfestigkeit zu hoch, die Rückfederung wird groß und es wird schwierig, eine vorbestimmte Rippenform zum Zeitpunkt der Rippenausbildung zu erlangen.
Das zweite Verfahren der Herstellung wird gekennzeichnet durch: Gießen einer Schmelze der vorstehend beschriebenen Komposition, Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen einer Dicke von 3 bis 10 mm einer Bramme, Aufwickeln zu einer Walze, anschließendes Kaltwalzen als erste Stufe auf eine Schichtdicke von 1,0 bis 6,0 mm, Glühen bei 300 bis 500°C für ein geringeres Zwischenglühen, weiteres Kaltwalzen als eine zweite Stufe auf eine Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm, Glühen bei 250 bis 450°C für ein sekundäres Zwischenglühen und Kaltwalzen mit einer Endkaltwalzrate von 25 bis 50% auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm.
Brammendicke: 3 bis 10 mm
Bei dem zweiten Verfahren der Herstellung ist die Dicke der gegossenen Bramme von 3 bis 10 mm beschränkt. Falls die Dicke in diesem Bereich liegt, ist die Geschwindigkeit der Erstarrung in dem Mittelteil in der Schichtdicke so schnell, dass eine einheitliche Struktur ausgebildet wird, und bei einer Zusammensetzung in dem Bereich der vorliegenden Erfindung ist die Menge an groben Komponenten klein und ein Rippenmaterial kann erlangt werden, das eine größere Korngröße und hervorragende Eigenschaften nach dem Hartlöten aufweist. Falls die Dünnbrammendicke weniger als 3 mm ist, wird die Menge an Aluminium, die durch die Dünnbrammen-Stranggussmaschine pro Zeiteinheit durchgeht, zu schmal und das Gießen wird schwierig. Falls die Dicke 10 mm übersteigt, wird es unmöglich, die gegossene Bramme wie sie vorliegt aufzuwickeln. Demgemäß ist die Brammendicke auf 3 bis 10 mm beschränkt.
Wenn eine Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Gießen einer Dicke von 3 bis 10 mm einer Dünnbramme verwendet wird, ist die Dünnbrammenabkühlgeschwindigkeit bei einer Position von ¼ der Dicke einer Dünnbramme 40 bis 1000°C/Sekunde oder so. Mit der Schmelze, die in der relativ schnellen Abkühlgeschwindigkeit derart in dem Bereich der chemischen Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung erstarrt, ist es möglich, die Ablagerung von Al-(Fe . Mn)-Si und anderen groben metallischen Komponenten zum Zeitpunkt des Gießens zu unterdrücken und es wird möglich, die Mengen an Fe, Si, Mn und anderen Elementen zu erhöhen, die die Feststofflösungen in der Matrix ausbilden.
Bei dem zweiten Verfahren der Herstellung ist die Dünnbrammendicke von 3 bis 10 mm und kann zu einem Coil wie sie vorliegt aufgewickelt werden, allerdings ist es beispielsweise auch möglich, ein Warmwalzwerk zum Dressierwalzen mit einer Reduzierrate von 5 bis 10% oder so zu verwenden. Falls dies geschieht, ist es möglich, die Flachheit der Oberfläche zu verbessern und die Oberflächenqualität des Coils zu verbessern.
Primäre Zwischenglühbedingungen
Die Haltetemperatur des primären Zwischenglühens ist vorzugsweise 300 bis 500°C. Falls die Haltetemperatur des primären Zwischenglühens weniger als 300°C ist, kann ein ausreichend erweichender Zustand nicht erlangt werden. Falls die Haltetemperatur des primären Zwischenglühens 500°C übersteigt, lagert sich letztendlich Mn in der Feststofflösung in der Matrix als eine Al-(Fe . Mn)-Si-basierte Komponente zum Zeitpunkt des Zwischenglühens bei einer hohen Temperatur ab, so dass der Effekt des Verhinderns der Rekristallisierung zum Zeitpunkt des Hartglühens abgeschwächt wird, die rekristallisierte Korngröße weniger als 200 µm wird und die Standfestigkeit und der Erosionswiderstand zum Zeitpunkt des Hartlötens abfällt.
Die Haltezeit des primären Zwischenglühens muss nicht speziell beschränkt werden, allerdings es wird bevorzugt, es in einem Bereich von 1 bis 5 Stunden durchzuführen. Falls die Haltezeit des sekundären Zwischenglühens weniger als eine Stunde ist, gibt es eine Möglichkeit, dass die Temperatur des Coils als ein Ganzes nicht einheitlich verbleibt und eine einheitliche erweichte Struktur kann nicht erlangt werden, so dass dies nicht bevorzugt wird. Falls die Haltezeit des primären Zwischenglühens 5 Stunden übersteigt, nimmt die Behandlung zu viel Zeit in Anspruch und die Produktivität fällt, so dass dies nicht bevorzugt wird.
Die Temperaturbewertungsrate und Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der primären Zwischenglühbehandlung muss nicht speziell beschränkt werden, allerdings wird bevorzugt sie bei 30°C/Stunde durchzuführen. Falls die Temperaturerhöhungsrate und die Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der primären Zwischenglühbehandlung weniger als 30°C/Stunde ist, nimmt die Behandlung zu viel Zeit in Anspruch und die Produktivität fällt, so dass dies nicht bevorzugt ist.
Sekundäre Zwischenglühbedingungen
Die Haltetemperatur des sekundären Zwischenglühens ist vorzugsweise zwischen 250 bis 450°C. Falls die Haltetemperatur des sekundären Zwischenglühens geringer als 250°C ist, kann kein ausreichend erweichter Zustand erlangt werden. Allerdings wird, falls die Haltetemperatur des sekundären Zwischenglühens 450°C übersteigt, Mn in der Feststofflösung in der Matrix letztendlich als Al-(Fe . Mn)-Si-basierte Komponente zum Zeitpunkt des Zwischenglühens bei einer hohen Temperatur abgeschieden, so dass der Effekt der Veränderung der Rekristallisierung zum Zeitpunkt des Hartglühens abgeschwächt wird, die rekristallisierte Korngröße weniger als 200 µm wird und die Standfestigkeit und der Erosionswiderstand zum Zeitpunkt des Hartlötens abfällt.
Die Haltezeit des sekundären Zwischenglühens muss nicht speziell begrenzt werden, allerdings wird bevorzugt dies in einem Bereich von 1 bis 5 Stunden durchzuführen. Falls die Haltezeit des sekundären Zwischenglühens 1 Stunde ist, gibt es eine Möglichkeit, dass die Temperatur des Coils als Ganzes nicht einheitlich bleibt und eine einheitliche Rekristallisierungsstruktur nicht erlangt wird, so dass dies nicht bevorzugt wird. Falls die Haltezeit des sekundären Zwischenglühens 5 Stunden übersteigt, nimmt die Behandlung zu viel Zeit in Anspruch und die Produktivität fällt ab, so dass dies nicht bevorzugt wird.
Die Temperaturerhöhungsrate und die Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der sekundären Zwischenglühbehandlung muss nicht speziell beschränkt werden, jedoch wird bevorzugt, sie bei 30°C/Stunde oder mehr durchzuführen. Falls die Temperaturerhöhungsrate und die Abkühlgeschwindigkeit zum Zeitpunkt der sekundären Zwischenglühbehandlung weniger als 30°C/Stunden sind, nimmt die Behandlung zu viel Zeit in Anspruch und durch Produktivität fällt ab, so dass dies nicht bevorzugt wird.
Kaltwalzen mit einer Endkaltwalzrate von 25 bis 50%.
Die Endkaltwalzrate wird zwischen 25 bis 50% beschränkt. Falls die Endkaltwalzrate weniger als 25% ist, ist die Formänderungsenergie, die aufgrund des Kaltwalzens akkumuliert wird, klein und die Rekristallisierung wird in dem Prozess der Temperaturerhöhung zum Zeitpunkt des Hartlötens nicht abgeschlossen, so dass die Standfestigkeit und der Erosionswiderstand abfällt. Falls die Endkaltwalzrate 50% übersteigt, wird die Produktfestigkeit zu hoch, die Rückfederung wird groß und es wird schwierig, eine vorbestimmte Rippenform zum Zeitpunkt der Rippenausbildung zu erlangen.
Das Schichtmaterial wird zu einer vorbestimmten Breite aufgeschlitzt, anschließend gewellt und alternativ mit Materialen zum Ausbilden der Arbeitsfluidpassagen gestapelt, beispielsweise bestehen flache Rohre aus platiertem Blech, das eine 3003-Legierung aufweist, die mit einem Hartglühmaterial überzogen ist, und mit diesem hartgelötet wird, um eine Wärmetauscheinheit zu erlangen.
Beispiele
Beispiel 1

Zusammensetzungen der Legierung 1 bis Legierung 10, die in Tabelle 1 gezeigt werden, werden in #10 Schmelztiegel geschmolzen und durch Blasen von Erdgas über 5 Minuten unter Verwendung einer kleinen Lanze entgast. Die Legierungsschmelzen werden zu einem Innenmaß von 200 x 200 x 16 mm von wassergekühlten Formen gegossen, um Dünnbrammen zu ermöglichen. Die zwei Seiten der Dünnbrammen werden jeweils um 3 mm ausgestoßen (ground), anschließend wurden die Brammen als erste Stufe auf eine Schichtdicke von 4,0 mm kaltgewalzt, wurde die Temperatur des Glühofens zu einer Temperaturerhöhungsrate von 50°C/Stunde erhöht, wurde bei 380°C für 2 Stunden gehalten und anschließend als primäres Zwischenglühen luftgekühlt. Darüber hinaus wurden die Brammen als eine zweite Stufe auf eine Schichtdicke von 0,08 mm kaltgewalzt, wurde die Temperatur in einem Glühofen mit einer Temperaturerhöhungsrate von 50°C/Stunde erhöht, wurde bei 350°C für 2 Stunden gehalten, anschließend als sekundäres Zwischenglühen luftgekühlt, und anschließend mit einer Kaltwalzrate von 37,5% kaltgewalzt, um ein Rippenmaterial einer Endschichtdicke von 50 µm (gehärtet: H14) zu erlangen. Tabelle 1. Legierungszusammensetzung des Testmaterials (Gewichts-%)

Legierungsn ummer	Si	Fe	Cu	Mn	Zn	Al	(Si+Fe+2Mn)/3
1	1.02	0.96	0.02	1.30	1.01	bal.	1.53
2	0.79	0.95	0.02	1.29	1.00	bal.	1.39
3	1.22	0.95	0.01	1.30	1.03	bal.	1.57
4	0.97	0.60	0.01	1.28	1.03	bal.	1.38
5	1.02	1.29	0.02	1.30	1.01	bal.	1.64
6	1.02	0.96	0.01	0.95	1.02	bal.	1.29
7	1.00	0.96	0.02	1.56	1.00	bal.	1.69
8	1.04	0.92	0.02	1.26	0.54	bal.	1.49
9	1.00	0.99	0.01	1.34	1.38	bal.	1.56
10	1.01	0.95	0.05	1.32	1.02	bal.	1.53
11	0.92	0.87	0.01	1.19	1.00	bal.	1.39
12	1.01	1.05	0.02	1.38	1.06	bal.	1.61

Rippenmaterial in der Zusammensetzung der vorstehend erlangten Legierung 1 bis Legierung 12 wurden getestet und wie folgt unter (1) bis (3) gemessen.
(1) Zugfestigkeit vor dem Hartlöterwärmen (MPa)
Die Zugfestigkeit wurde ohne dem Hartloterwärmen gemessen.
(2) Eigenschaften nach dem Hartlöterwärmen
Die nachstehenden Hartlöterwärmbedingungen werden zur Erwärmung und zum Abkühlen verwendet. Anschließend werden die nachstehenden Eigenschaften gemessen.
Hartlöterwärmbedingungen
Vergegenwärtigen der Bedingungen der tatsächlichen Hartglüherwärmung, wurde die Temperatur des Materials von Raumtemperatur für 30 Minuten erhöht, wurde bei 600 bis 605°C für 3 Minuten gehalten, wurde anschließend auf 200°C durch eine Abkühlgeschwindigkeit von 40°C/Minute abgekühlt, anschließend von dem Glühofen herausgenommen und auf Raumtemperatur abgekühlt.
Probekörper
Zugfestigkeit (MPa)
Elektrische Leitfähigkeit [%IACS]
Das in JIS-H0505 beschriebene elektrische Leitfähigkeitstestverfahren wurde zum Messen der elektrischen Leitfähigkeit [%IACS] des Rippenmaterials nach der Hartlöterwärmung verwendet.
Restpotential [mV]
Unter Verwendung einer Silber-Silber-Chlorid-Elektrode (gesättigt) als Referenzelektrode wurde das Restpotential (mV) nach Eintauchen in 5%iger Kochsalzlösung für 60 Minuten gemessen.
(3) Messen der Erstarrungstemperatur
Differentialthermalanalyse wurde zum Messen der Erstarrungstemperatur verwendet.

Tabelle 2 summiert die Messergebnisse von (1) bis (3) für das Rippenmaterial in den Zusammensetzungen der vorstehenden Legierung 1 bis Legierung 12. Tabelle 2. Eigenschaften des Testmaterials

Legierungsnummer	Erstarrung stemperatu ur (°C)	Vor Hartlöten	Nach Hartlöten
Legierungsnummer	Erstarrung stemperatu ur (°C)	Zugfestigkei t (MPa)	Zugfestigkei t (MPa)	Elektrische Leitfähigkeit (IACS%)	Restpotential (mV)
1	627	209	147	46.3	-747
2	637	212	139	46.6	-749
3	617	205	152	46.0	-749
4	626	200	139	46.0	-743
5	629	216	151	46.6	-756
6	623	194	136	46.3	-735
7	630	219	154	46.3	-760
8	625	204	148	47.2	-729
9	628	213	147	45.6	-761
10	629	215	153	46.3	-713
11	629	203	139	46.4	-745
12	629	216	152	46.3	-745

Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 1 (Erfindungsbeispiel) war im Bereich der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, daher hatte es eine Erstarrungstemperatur von 620°C oder mehr, eine gute Lötfähigkeit, eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten von 215 MPa oder weniger, eine Zugfestigkeit nach dem Hartlöten von 140 MPa oder mehr, eine elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten von 45% IACS oder mehr und ein Restpotential nach dem Hartlöten von -730 mV bis -760 mV.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 2 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu geringe Gehaltskonzentration von Si, hatte eine Zugfestigkeit nach dem Hartlöten von weniger als 140 MPa oder geringer.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 3 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Si, so dass es eine Erstarrungstemperatur von weniger als 620°C und eine minderwertige Lötbarkeit hatte.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 4 (Vergleichsbeispiel) hatte eine geringe Gehaltskonzentration von Fe, so dass die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa oder weniger ist.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 5 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Fe, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten über 215 MPa oder höher war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 6 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu geringe Gehaltskonzentration von Mn, so dass die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa oder zu gering war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 7 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Mn, so dass eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa überstieg oder zu hoch war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 8 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu geringe Gehaltskonzentration von Zn, daher ist das Restpotential nach dem Hartlöten über -730 mV.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 9 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Zn, so dass das Restpotential nach dem Hartlöten unter 760 mV war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 10 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Cu, so dass das Restpotential nach dem Hartlöten oberhalb -730 nV war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 11 (Vergleichsbeispiel) hatte eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von weniger als 1,4%, so dass die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa oder zu gering war.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 12 (Vergleichsbeispiel hatte eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von über 1,6%, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten über 215 MPa oder zu hoch war.
Beispiel 2

Eine Schmelze einer Zusammensetzung der Legierung 13, die in Tabelle 3 gezeigt wird, wurde durch eine Doppelriemen-Gussmaschine zum Stranggießen einer Dünnbramme mit einer Brammendicke von 17 mm gegossen. Diese wurde durch ein Warmwalzwerk auf eine Dicke von 1 mm warmgewalzt, anschließend in einem Coil aufgewickelt. Danach wurde sie auf 0,08 mm kaltgewalzt und bei einer Haltetemperatur von 300°C für ein Zwischenglühen geglüht und mit einer Kaltwalzrate von 44% auf eine Endschichtdicke von 45 µm kaltgewalzt. Als Nächstes wurden die Schmelzen der Zusammensetzungen der Legierung 14 bis 20, die in Tabelle 3 gezeigt sind, durch eine Doppelband-Gussmaschine zum Stranggießen von Dünnbrammen auf eine Brammendicke von 9 mm gegossen, durch ein Dressierwalzen gewalzt und anschließend in einem Coil aufgewickelt. Danach wurden die Brammen als eine erste Stufe auf eine Schichtdicke von 2,0 mm kaltgewalzt und bei einer Haltetemperatur von 400°C für ein primäres Zwischenglühen geglüht. Darüber hinaus wurden die Brammen als eine zweite Stufe auf eine Schichtdicke von 0,8 mm kaltgewalzt, wurden bei einer Haltetemperatur von 300°C für ein sekundäres Zwischenglühen geglüht, und wurden anschließend sie mit einer Kaltwalzrate von 44% kaltgewalzt, um ein Rippenmaterial von einer Endschichtdicke von 45 µm (gehärtet: H14) zu erlangen. Tabelle 3. Legierungszusammensetzung des Testmaterials (Gewichts-%)

Legierungsnummer	Si	Fe	Cu	Mn	Zn	Al	(Si+Fe+2Mn)/3
13	1.04	1.01	0.03	1.16	0.96	bal.	1.46
14	1.07	0.92	0.01	1.19	0.97	bal.	1.46
15	0.95	0.64	0.02	1.17	1.01	bal.	1.31
16	1.01	0.92	0.02	0.91	0.98	bal.	1.25
17	1.11	1.31	0.02	1.31	1.08	bal.	1.68
18	1.08	0.99	0.02	1.51	1.01	bal.	1.70
19	0.93	0.88	0.02	1.16	0.97	bal.	1.38
20	0.98	1.06	0.02	1.39	1.03	bal.	1.61

Rippenmaterialen der Zusammensetzungen der vorstehend beschriebenen Legierung 13 bis Legierung 20 wurden getestet und mit dem nachstehenden (1) bis (3) gemessen.
(1) Bewertung der Rückfederung vor dem Hartlöten
Rippenmaterialien der Zusammensetzungen der vorstehend erlangten Legierungen 13 bis 20 wurden durch einen Biegetest einer Rippenplatte (V-Blockverfahren) gemessen:

Biegewinkel: 90°
Radius der Krümmung der Spitze des Drückwerkzeugs: R 1,0 mm

Bewertungsverfahren: Der Winkel einer Rippe nach einem Biegetest wurde gemessen und ein Rückkehrwinkel von dem Biegewinkel 90° wurde als Rückfederung bewertet. Es ist zu beachten, dass in dieser Beschreibung, wenn die Rückfederung (Rückkehrwinkel) 8° oder weniger ist, beurteilt wird, dass die Formstabilität hervorragend ist, während, wenn die Rückfederung (Rückkehrwinkel) über 8° ist, beurteilt wird, dass die Formstabilität schlecht ist.
(2) Zugfestigkeit vor dem Hartlöterwärmen (MPa)
Die Zugfestigkeit wurde ohne dem Hartlöterwärmen gemessen.
(3) Zugfestigkeit nach dem Hartlöterwärmen (MPa)
Die nachfolgenden Hartlöterwärmbedingungen werden zum Erwärmen und Abkühlen verwendet und anschließend wurde die Zugfestigkeit gemessen.
Hartlöterwärmbedingungen
Beim Vergegenwärtigen der Bedingungen des tatsächlichen Hartlöterwärmens wurde das Material auf eine Temperatur von Raumtemperatur für 30 Minuten erhöht, wurde bei 600 bis 605°C für 3 Minuten gehalten, anschließend wurde es auf 200°C durch eine Abkühlgeschwindigkeit von 40°C/min abgekühlt, anschließend wurde es aus dem Glühofen herausgenommen und auf Raumtemperatur abgekühlt.

Tabelle 4 zeigt die Ergebnisse der Messung von (1) bis (3) für Rippenmaterialien der Zusammensetzungen der Legierung 13 bis Legierung 20. Tabelle 4. Eigenschaften des Testmaterials

Legierungsnummer	Rückfederung (°)	Zugfestigkeit vor Hartlöten	Zugfestigkeit nach Hartlöten
		(MPa)	(MPa)
13	7.8	201	146
14	6.9	203	148
15	7.0	198	138
16	6.7	193	136
17	8.4	217	155
18	8.5	218	156
19	7.4	202	139
20	8.2	217	151

Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 13 (Erfindungsbeispiel) war in dem Bereich der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa oder weniger war, die Rückfederung von 8° oder weniger oder kleiner war und die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten eine einfache Rippenausbildung ermöglichte.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 14 (Erfindungsbeispiel) war in dem Bereich der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa oder weniger war, eine Rückfederung von 8° oder weniger oder kleiner war und eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten eine einfache Rippenausbildung ermöglichte.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 15 (Vergleichsbeispiel) hatte eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten von 215 MPa oder weniger, eine Rückfederung von 8° oder weniger oder kleiner und eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten ermöglichte eine einfache Rippenausbildung, allerdings war die Gehaltskonzentration von Fe zu gering, so dass eine Zugfestigkeit nach dem Hartlöten von weniger als 140 MPa hatte oder weniger.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 16 (Vergleichsbeispiel) hatte eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten von 215 MPa oder weniger, eine Rückfederung von 8° oder weniger oder kleiner und eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten ermöglicht eine einfache Rippenausbildung, allerdings war die Gehaltskonzentration von Mn zu gering, so dass die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa war oder geringer.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 17 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Fe, so dass eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten über 215 MPa ist oder zu hoch, eine Rückfederung von über 8° hatte und keine Festigkeit vor dem Hartlöten hatte, die eine einfache Rippenausbildung ermöglicht.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 18 (Vergleichsbeispiel) hatte eine zu hohe Gehaltskonzentration von Mn, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten über 215 MPa war oder zu hoch, eine Rückfederung von über 8° hatte oder keine Festigkeit vor dem Hartlöten hatte, die eine einfache Rippenausbildung ermöglicht.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 19 (Vergleichsbeispiel) hatte eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten von 215 MPa oder weniger, eine Rückfederung von 8° oder weniger und eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten ermöglichte eine einfache Rippenausbildung, allerdings hatte es eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von weniger als 1,4%, so dass die Zugfestigkeit nach dem Hartlöten weniger als 140 MPa war oder zu gering.
Das Rippenmaterial der Zusammensetzung der Legierung 20 (Vergleichsbeispiel) hatte eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von über 1,6%, so dass die Zugfestigkeit vor dem Hartlöten über 215 MPa war oder zu hoch, eine Rückfederung von über 8° hatte und keine Festigkeit vor dem Hartlöten hatte, die eine einfache Rippenausbildung ermöglicht.
Industrielle Anwendbarkeit
Wie vorstehend erläutert, ist es bei einem Rippenmaterial, das unter Verwendung einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen einer Dünnbramme, Aufwickeln zu einem Coil, anschließendes Glühen und Walzen auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm erhalten wird, mit Si: 0,9 bis 1,2%, Fe: 0,8 bis 1,1%, Mn: 1,1 bis 1,4% und Zn: 0,9 bis 1,1%, ferner die Verunreinigung Mg bis 0,05% oder weniger und Cu bis 0,03% oder weniger begrenzt, und der Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 von 1,4% bis 1,6%, möglich, ein Aluminiumlegierungsrippenmaterial für die Verwendung in einem Wärmetauscher zu erlangen, das eine geringe Rückfederung aufweist, eine geeignete Festigkeit vor dem Hartlöten aufweist, die eine Rippenbildung ermöglicht, eine hohe Festigkeit nach dem Walzen aufweist und eine hervorragende Gussverschleißeigenschaft, Erosionswiderstand, Selbstkorrosionswiderstand und Opferanodeneffekt aufweist.

Claims

Aluminiumlegierungsrippenmaterial zur Verwendung in einem Wärmetauscher, das in Massenprozent Si: 0,9 bis 1,2%, Fe: 0,8 bis 1,1%, Mn: 1,1 bis 1,4% und Zn: 0,9 bis 1,1% enthält, ferner die Verunreinigung Mg bis 0,05% oder weniger, Cu: 0,03% oder weniger und eine Gehaltskonzentration von ([Si]+[Fe]+2[Mn])/3 auf 1,4% bis 1,6% begrenzt, und einen Rest unvermeidbarer Verunreinigungen und Al aufweist, wobei eine Endschichtdicke 35 bis 50 µm ist, eine Zugfestigkeit vor dem Hartlöten 215 MPa oder geringer ist, eine Erstarrungstemperatur 620°C oder mehr ist, eine Zugfestigkeit nach der Hartlötung 140 MPa oder mehr ist, eine elektrische Leitfähigkeit nach dem Hartlöten 45%IACS oder mehr ist und ein Restpotential nach dem Hartlöten zwischen -730 mV bis -760 mV ist.
Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsrippenmaterials zur Verwendung in einem Wärmetauscher aufweisend: Gießen einer Schmelze einer Zusammensetzung nach Anspruch 1, Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen einer Dicke von 3 bis 20 mm einer Dünnbramme, Verwenden eines Warmwalzwerks zum Walzen der Dünnbramme auf 0,5 bis 5 mm, Aufwickeln zu einer Rolle, anschließendes Kaltwalzen auf eine Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm, Glühen bei einer Haltetemperatur zwischen 250 bis 450°C zum Zwischenglühen und Kaltwalzen mit einer Endkaltwalzrate von 25 bis 50% auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm.
Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungsrippen zur Verwendung in einem Wärmetauscher aufweisend: Gießen einer Schmelze einer Zusammensetzung nach Anspruch 1, Verwenden einer Dünnbrammen-Stranggussmaschine zum Stranggießen einer Dicke zwischen 3 bis 10 mm einer Dünnbramme, Aufwickeln zu einer Rolle, anschließendes Kaltwalzen als eine erste Stufe auf eine Dicke von 1,0 bis 6,0 mm, Glühen bei 300 bis 500°C für ein primäres Zwischenglühen, weiteres Kaltwalzen als eine zweite Stufe zu einer Schichtdicke von 0,05 bis 0,1 mm, Glühen bei 250 bis 450°C für ein sekundäres Zwischenglühen und Kaltwalzen mit einer Kaltwalzrate von 25 bis 50% auf eine Endschichtdicke von 35 bis 50 µm.