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TECHNISCHES
GEBIET
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Die
vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines
Rippenwerkstoffs aus einer Aluminiumlegierung für Lötanwendungen, unter Verwendung
eines fortlaufenden Gießwalzverfahrens
nach Art einer Doppelwalze (oder abgekürzt als fortlaufendes Gießwalzverfahren
bezeichnet) und Kaltwalzen.
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HINTERGRUND
DES STANDES DER TECHNIK
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Ein
Wärmeaustauscher,
der aus einer Aluminiumlegierung hergestellt ist, wie zum Beispiel
einen Kühler,
der durch Löten
zusammengebaut wurde, besitzt eine gewellte Rippe 2, die
zwischen flache Röhren 1 eingebaut
ist, wie in 1 gezeigt, und beide Enden der
flachen Röhre
sind offen zu den Räumen,
welche durch das Kopfstück 3 und
einen Tank 4 gebildet werden. Ein erhitztes Kühlmittel
wird durch die flache Röhre 1 durch einen
der Tanks geleitet, und das gekühlte
Kühlmittel
wird nach erfolgtem Wärmeaustausch
an einem Teil der flachen Röhre 1 und
der Rippe 2 in dem anderen Tank gesammelt, um wieder dem
Kreislauf zugeführt
zu werden.
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Eine
extrudierte, flache Röhre
mit vielen Poren, eine Platte, die durch Pressformen eines Lötblechs hergestellt
wurde, in die ein Kernmaterial mit einem Ummantelungsmaterial gekleidet
ist (wie zum Beispiel einem Lötmaterial
einer Legierung der Al-Si-Reihe), oder eine flache Röhre mit
einer Elektroschweißnaht
wird für
die vorstehend beschriebene Röhre 1 verwendet.
Eine Rippe, die ein Lötblech
umfasst, welches durch Auskleiden des Ummantelungsmaterials auf
beiden Flächen
des Kernmaterials hergestellt wurde, oder eine Rippe, welche eine
Legierung der Al-Mn-Reihe umfasst (wie zum Beispiel eine Legierung
3003 oder eine Legierung 3203), die ausgezeichnet sind in ihrer
Beständigkeit
gegenüber
Beulenbildung, wird für
die vorstehend beschriebene Rippe verwendet.
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Da
es in den letzten Jahren erforderlich wurde, dass der Wärmeaustauscher
eine geringe Größe und ein
leichtes Gewicht aufweist, wird der Rippenwerkstoff, aus dem der
Wärmeaustauscher
aufgebaut ist, immer dünner.
Infolge dessen wird darauf Wert gelegt, dass der Rippenwerkstoff
eine verbesserte mechanische Festigkeit besitzt, da die Rippe während des
Zusammenbauens des Wärmeaustauschers
zusammenbrechen kann, oder der Kühler
kann während
der Verwendung brechen, wenn die mechanische Festigkeit des Rippenwerkstoffs
nicht ausreichend ist. Darüber
hinaus ist eine Verbesserung der Wärmeleitfähigkeit des Rippenwerkstoffs
selbst erforderlich, da man glaubt, dass die Menge des Wärmetransports
des Rippenwerkstoffs wichtig sei, als ein Ergebnis der Ausdünnung des
Rippenwerkstoffs als Reaktion auf die geringe Größe und das leichte Gewicht
des Wärmeaustauschers,
wie zum Beispiel eines Kühlers.
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Ein
Rippenwerkstoff aus einer herkömmlichen
Legierung der Al-Mn-Reihe
weist jedoch den Nachteil auf, dass ein erhöhter Mn-Gehalt, der enthalten ist, um die mechanische
Festigkeit des Rippenwerkstoffs zu steigern, zu einer großen Abnahme
in der Wärmeleitfähigkeit
führt.
Andererseits führt
ein erhöhter
Fe-Gehalt zu einer
Kristallisation einer großen
Menge intermetallischer Verbindungen, welche als Kristallisierungskeime fungieren,
wenn der Rippenwerkstoff während
des Lötens
umkristallisiert, um feine Umkristallisierungstexturen zu bilden.
Da diese feine Umkristallisierungstextur viele Kristallkorngrenzen
beinhaltet, tritt ein Problem auf, dass das Lötmaterial entlang der Kristallkorngrenzen
während
des Lötschrittes
diffundiert, und dadurch die Beständigkeit des Rippenwerkstoffs
bezüglich
des Durchhängens
abnimmt.
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Ein
Rippenwerkstoff aus einer Legierung der Al-Fe-Ni-Reihe (JP-A-7-216485
(„JP-A" bedeutet ungeprüfte, veröffentlichte,
japanische Patentanmeldung) JP-A-8-104934, und dergleichen), der
anders als der vorstehend beschriebene Rippenwerkstoff aus einer
Legierung der Al-Mn-Reihe vorgeschlagen wird, ist ausgezeichnet
in der mechanischen Festigkeit und der Wärmeleitfähigkeit. Jedoch ist die Legierung
nicht geeignet zum Ausdünnen,
da die Beständigkeit
des Rippenwerkstoffs gegenüber
Selbstkorrosion herabgesetzt ist.
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Einige
Rippenwerkstoffe gemäß dem Herstellungsverfahren
durch ein fortlaufendes Gießwalzen
und Kaltwalzen wurden vorgeschlagen, da das Verfahren eine nur geringe
Investition in eine Anlage erfordert. Zum Beispiel wurde ein Rippenwerkstoff
(JP-A-8-143998)
aus einer Legierung der Al-Mn-Si-Reihe vorgeschlagen, um die Abnahme
der Ermüdungsfestigkeit
zu verhindern, wobei man Primärkristalle
aus Si in der Mitte in der Richtung der Dicke durch fortlaufendes
Gießwalzen
und Kaltwalzen lokalisieren lässt,
und die umkristallisierten Körner
gröber
werden, indem man verhindert, dass der Primärkristall aus Si als Kristallisierungskeim
fungiert, und dadurch das Eindringen des Lötmaterials in die Kristallkorngrenzen
verhindert.
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Andere
Beispiele umfassen einen Rippenwerkstoff aus einer Legierung der
Al-Mn-Fe-Si-Reihe (WO 00/05426), bei dem die mechanische Festigkeit
und die elektrische Leitfähigkeit
durch eine vorgeschriebene Kühlgeschwindigkeit
während
des fortlaufenden Gießwalzens
gesteigert werden; und einen Rippenwerkstoff aus einer Legierung
der Al-Mn-Fe-Reihe (JP-A-3-31454), bei dem die Löteigenschaften verbessert werden,
indem ein Oxidationsfilm, der durch das fortlaufende Gießwalzen
gebildet wird, mittels einer alkalischen Reinigung vor oder während des
Kaltwalzschritts entfernt wird.
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Jedoch
wurde das meiste Si als ein Si-Primärkristall während des Gießschritts
in der Erfindung umkristallisiert, die in der vorstehend erwähnten JP-A-8-143998
offenbart ist. Infolge dessen kann das Material während des
Walzschritts brechen, indem sich ein Primärkristall aus Si bildet, der
als Ausgangspunkt fungiert, oder der Rippenwerkstoff kann während des
Riffelungsverfahrens brechen. Je dünner der Rippenwerkstoff ist, desto
leichter bricht es während
des Riffelungsverfahrens, und manchmal kann der Rippenwerkstoff überhaupt nicht
mit einer Maschine bearbeitet werden. Da die Menge des in die kristallisierten
Materialien eingebauten Si in diesen Fällen gering ist, um eine Verarmung
an Kristallisationskeimen (eine intermetallische Verbindung der
Al-Fe-Mn-Si-Reihe) in dem Zwischenglühschritt zu verursachen, oder
da die Präzipitation
der intermetallischen Verbindung ohne ein Heißwalzen oder einen Zwischenglühschritt
im Chargenbetrieb (batch-type intermediate annealing step) weiter
unterdrückt
wird, nimmt die Menge des Mn in der festen Lösung zu, und führt zu einer
abnehmenden Wärmeleitfähigkeit.
Da sich darüber
hinaus das Si in der Mitte des Rippenwerkstoffs absondert, wird
der Rippenwerkstoff bezüglich
der Schmelzbeständigkeit
der Rippe mangelhaft.
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Während es
die Aufgabe der Erfindung in der vorstehend beschriebenen WO 00/05426
ist, die Präzipitation
durch Bildung feiner intermetallischer Verbindungen der Mn-Reihe
zu erhöhen,
und die Wärmeleitfähigkeit
durch Präzipitation
des Mn zu verbessern, wurde eine ausreichende, die Präzipitation
steigernde Wirkung aufgrund eines geringeren Mn-Gehalts im Ver gleich
mit der vorliegenden Erfindung nicht erhalten. Wenn der Mn-Gehalt
erhöht
wird, um die Präzipitation
zu steigern, wird eine grobe Verbindung der Mn-Reihe (eine Al-Fe-Mn-Si-Verbindung)
präzipitiert,
um die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur herabzusetzen. Da
dieser Rippenwerkstoff einen Kristallkorndurchmesser mit einer Größe von 30
bis 80 μm
nach dem Löten
aufweist, nimmt die Schmelzbeständigkeit
der Rippen des Rippenwerkstoffs durch Diffusion des Lötmaterials
ab. Darüber
hinaus diffundiert eine Verbindung der Al-Fe-Si-Reihe, als ein Ort
einer Kathode, aufgrund des geringen Gehalts an Mn, und setzt die
Beständigkeit
des Rippenwerkstoffs selbst gegenüber Selbstkorrosion herab.
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Die
Zusammensetzung der Legierung einer Erfindung in der vorstehend
beschriebenen JP-A-3-31454 überlappt
mit der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung, sowohl wenn
die Erfindung Si umfasst, als auch wenn die Erfindung Si umfasst,
sowie mindestens ein Element aus der Gruppe Cu, Cr, Ti, Zr oder
Mg. Entsprechend dem in der vorstehend beschriebenen Veröffentlichung
offenbarten Verfahren kann eine feine Verbindung der Al-Fe-Mn-Si-Reihe jedoch
nicht präzipitiert
werden, auch wenn die Lötfähigkeit
des Rippenwerkstoffs verbessert werden kann. Als ein Ergebnis wurden
zahlreiche Eigenschaften, die erforderlich sind, um den Wärmeaustauscher
klein in der Ausdehnung und leicht im Gewicht zu machen, nicht erfüllt.
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Andere
und weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung werden besser anhand
der folgenden Beschreibung ersichtlich, die in Verbindung mit den
begleitenden Zeichnungen zu verstehen ist.
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KURZE BESCHREIBUNG
DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine perspektivische Ansicht, die ein Beispiel eines Kühlers zeigt.
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Die 2(a), 2(b), 2(c) und 2(d) sind
jeweils erläuternde
Ansichten des Schmelzens einer Rippe, welche eine allgemeine Ansicht
und eine teilweise vergrößerte Ansicht
derselben umfassen.
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3 ist
eine Teilansicht eines schematischen Blocks von Kernrissen, die
zwischen der Röhre
und der Rippe nach dem Löten
auftraten.
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Die 4(a), 4(b) und 4(c) sind erläuternde
Ansichten des Zustands von getrennten, grob kristallisiertem Material
beim fortlaufenden Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze, bei der die 4(a) und 4(b) Ansichten sind, welche das Blockblech von
seiner Seite zeigen, und 4(c) eine
Ansicht ist, die es von oben zeigt.
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5 ist
eine Querschnittsansicht der Textur des Blockblechs, das durch fortlaufendes
Gießwalzen unter
herkömmlichen
Bedingungen hergestellt wurde.
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OFFENBARUNG
DER ERFINDUNG
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Die
Erfinder der vorliegenden Erfindung, welche angesichts der herkömmlichen
Verfahren ausführliche
Studien unternommen haben, haben gefunden, dass durch die Herstellung
eines Rippenwerkstoffs aus einer Legierung der Al-Mn-Fe-Si-Reihe
mit einer vorgeschriebenen Zusammensetzung, sowie durch die Definition
der Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit, der Walzendruck belastung
und der Bedingungen für
das Zwischenglühen
im fortlaufenden Gießwalzen,
der erhaltene Rippenwerkstoff eine Textur aufweist, bei der eine große Menge
feiner Verbindungen der Mn-Reihe (die nicht eine Verbindung der
Größe 0,8 μm oder mehr
enthalten) abgeschieden werden, um die Ausbildung verschiedener
Eigenschaften zu ermöglichen,
die für
eine Verbesserung des Rippenwerkstoffs erforderlich sind. Die vorliegende
Erfindung wurde durch weitere ausführliche Studien, die auf der
vorstehenden Entdeckung beruhen, vervollständigt.
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Bei
der Anwendung des Rippenwerkstoffs für Wärmeaustauscher von geringer
Größe und leichtem Gewicht
ist es erforderlich, dass der Rippenwerkstoff verschiedenen Eigenschaften
entspricht, wie zum Beispiel einer mechanischen Festigkeit, einer
Wärmeleitfähigkeit,
einer opfernden Wirkung zur Verhinderung der Korrosion, einer Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, einer Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, einer Schmelzbeständigkeit der Rippen, einer
Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
einer Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, einer Verarbeitbarkeit durch Walzen, einer
Beständigkeit
gegenüber Rippenbrüchen und
einer Formbarkeit zu einer gewellten Struktur. Von diesen Eigenschaften
werden (a) die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, (b) die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, (c) die Schmelzbeständigkeit der Rippen, (d) die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, und (e) die Beständigkeit gegenüber Rippenbrüchen und
die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur nachfolgend beschrieben werden.
- (a) Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion: Die Korrosion der Rippen wird in eine Korrosion
als ein Opferanoden-Material zum Schutz der Röhren gegenüber einer Potentialdifferenz,
welche zwischen der Rippe und der Röhre auftritt, und in eine Selbstkorrosion,
die in der Rippe selbst auftritt, eingeteilt.
- Wenn die Legierung für
den Rippenwerkstoff eine große
Menge an Ni, Fe und dergleichen enthält, nimmt der Gehalt der Verbindungen
der Fe-Reihe und der Verbindungen der Ni-Reihe zu, welche als Orte
einer Kathode fungieren, und die Selbstkorrosion schreitet leicht
voran. Die Rippe wird in einem frühen Stadium schwinden, wenn
die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion gering ist, und versagen, eine Wirkung als ein Opferanoden-Material
bereitzustellen. Eine Verbesserung der Beständigkeit der Rippe gegenüber Selbstkorrosion
ist wichtig für
die Ausdünnung
der Rippe.
- (b) Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung: Das Kühlmittel
zum Kühlen
befindet sich unter Druck und wird mit einer Pumpe in dem Wärmeaustauscher
(Kühler)
umgewälzt,
der aus der Röhre 1 und
der Rippe 2 zusammengesetzt ist, wie in 1 gezeigt.
Die Innenseite des Kühlers
steht unter hohem Druck mit dem Kühlmittel, und es dehnt die
Querschnitts-Anordnung der Röhre 1,
und übt
dabei eine Spannungsbelastung auf die Rippe 2 aus. Wenn
die Spannungsbelastung zum wiederholten Mal durch Starten und Stoppen
der Pumpe ausgeübt
wird, bricht die Rippe 2 schließlich aus Ermüdung. Die
wiederholte Zahl des Auftretens einer Belastung, die vor dem Bruch
durch Ermüdung
auftritt, wird als die „Beständigkeit
gegenüber wiederholter
Belastung" bewertet.
- Das Brechen der Rippe 2 durch Ermüdung ist nicht immer gleich
der mechanischen Festigkeit des Rippenwerkstoffs. Wenn zum Beispiel
Teilchen in dem Rippenwerkstoff verteilt sind, treten Brüche um die
Teilchen herum auf, um die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung herabzusetzen.
- (c) Schmelzbeständigkeit
der Rippen: Das Schmelzen der Rippen betrifft ein Phänomen, bei
welchem die gewellte Rippe 2, wie in 2(a) gezeigt, schrittweise während des Lötverfahrens (aus 2(b) bis 2(c))
geschmolzen wird. Mehrfache Rippen werden miteinander durch Aufnahme
des Lötmaterials 5 in
die Räume
entlang der Rippen zusammengefasst, wenn dieses Phänomen fortschreitet
(2(d)).
- Die druckbeständige
Festigkeit des Wärmeaustauschers
nimmt durch das Schmelzen der Rippen ab. Das Schmelzen der Rippen
wird unmittelbar dadurch verursacht, dass man das Lötmaterial
an der Kernplatte auf die Rippenseite fließen lässt, um einen Überschuss
an Lötmaterial
zuzuführen.
Dieses Phänomen
tritt bevorzugt dann auf, wenn die Kristallkorngröße in der
Rippe zur Zeit des Lötens
klein ist, oder wenn der Gehalt des Si in der Legierung groß ist.
- (d) Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern: Lokale, nicht gebundene Abschnitte (Bezugszeichen 6 in 3)
können
zwischen der Röhre
und der Rippe nach dem Löten
auftreten, wenn eine dicke Lötschicht auf
die Röhre
und den Rippenwerkstoff aufgetragen wird. Mit anderen Worten schrumpft
das Röhrenmaterial
in senkrechter Richtung entsprechend der Dicke der Schicht des Lötmaterials
während
des Erhitzens zum Löten.
Da der Kern 9 aus beschichteten Röhren zusammengesetzt ist, wird
die Summe der Länge
der Schrumpfung einige mm betragen, wenn sich die Länge der
Schrumpfung aufgrund der mehrere zehn Mal wiederholten Schritte
in senkrechter Richtung summiert hat, und dadurch der lokal nicht
gebundene Abschnitt 6 auftritt. Dieser lokal nicht gebundene
Abschnitt 6 wird als ein Kernriss bezeichnet. Die mechanische
Festigkeit des gesamten Kerns 9 wird durch das Auftreten
von Kernrissen in auffälliger
Weise herabgesetzt. Darüber
hinaus verschwindet die opfernde Wirkung zur Verhinderung der Korrosion
der Rippe 2 gegenüber
der Röhre 1 am
Abschnitt 6 des Kernrisses.
- (e) Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und Formbarkeit zu einer gewellten Struktur: Der Bruch einer Rippe,
wie er hier bezeichnet wird, ist ein Phänomen des Schneidens des Rippenwerkstoffs,
wenn eine gewellte Gestalt gebildet wird, indem der Rippenwerkstoff
zwischen zwei ineinander greifende Walzenräder hindurch tritt. Ein solcher
Bruch der Rippe tritt bevorzugt dann auf, wenn ein Element der Legierung
in einem Ausmaß zugegeben
wird, das über
dem Niveau zur Bildung einer festen Lösung liegt, oder wenn eine Menge
von dispergierten Teilchen in der Legierung vorhanden ist. Darüber hinaus
tritt der Bruch des Rippenwerkstoffs wahrscheinlich in einer dünneren Rippe
auf. Darüber
hinaus wird die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur anhand der
Unregelmäßigkeit
der Höhe
der Rippe bewertet. Das heißt,
die Größe der Rückfederung
nimmt übermäßig mit
der übermäßigen mechanischen
Festigkeit (Haltbarkeit) des Rippenwerkstoffs beim Formen der gewellten
Gestalt zu, und verursacht dadurch eine unregelmäßige Höhe der erhaltenen Rippe.
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Wie
vorstehend erwähnt,
sind die Eigenschaften von (a) bis (e) wesentliche Kennzeichen,
um eine Ausdünnung
einer Rippe zu erreichen, das heißt, eine geringe Größe und ein
leichtes Gewicht des erhaltenen Wärmeaustauschers.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung werden die folgenden Mittel bereitgestellt:
- (1) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium umfasst, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare
Verunreinigungen sind,
wobei das fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei zwei mal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, wobei das Zwischenglühen eine
abschließende
Zwischenglühung
beinhaltet mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei
einer Temperatur, die keine vollständige Umkristallisation erlaubt,
und dabei das Walzverhältnis
bei dem Kaltwalzen nach dem abschließenden Zwischenglühen auf
10% bis 60% eingestellt wird.
- (2) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium sowie zumindest ein Element aus der Gruppe von 3,0 Gew.-%
oder weniger an Zink, 0,3 Gew.-% oder weniger an Indium und 0,3
Gew.-% oder weniger an Zinn umfasst, wobei der Rest Aluminium und
unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei das fortlaufende
Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei zwei mal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, wobei das Zwischenglühen ein
abschließendes
Zwischenglühen
beinhaltet mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei
einer Temperatur, die keine vollständige Umkristallisation erlaubt,
und dabei das Walzverhältnis
bei dem Kaltwalzen nach dem abschließenden Zwischenglühen auf
10% bis 60% eingestellt wird.
- (3) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium sowie zumindest ein Element aus der Gruppe von 0,3 Gew.-%
oder weniger an Kupfer, 0,15 Gew.-% oder weniger an Chrom, 0,15
Gew.-% oder weniger an Titan, 0,15 Gew.-% oder weniger an Zirkonium
und 0,5 Gew.-% oder weniger an Magnesium umfasst, wobei der Rest
Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei das
fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm und
wobei zwei mal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, wobei das Zwischenglühen ein
abschließendes
Zwischenglühen
beinhaltet mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei
einer Temperatur, die keine vollständige Umkristallisation erlaubt,
und dabei das Walzverhältnis
bei dem Kaltwalzen nach dem abschließenden Zwischenglühen auf
10% bis 60% eingestellt wird.
- (4) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium, zumindest ein Element aus der Gruppe von 3,0 Gew.-%
oder weniger an Zink, 0,3 Gew.-% oder weniger an Indium und 0,3
Gew.-% oder weniger an Zinn, sowie zumindest ein Element aus der
Gruppe von 0,3 Gew.-% oder weniger an Kupfer, 0,15 Gew.-% oder weniger
an Chrom, 0,15 Gew.-% oder weniger an Titan, 0,15 Gew.-% oder weniger
an Zirkonium und 0,5 Gew.-% oder weniger an Magnesium umfasst, wobei
der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei
das fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei zwei mal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, wobei das Zwischenglühen eine
abschließendes
Zwischenglühen
beinhaltet mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei
einer Temperatur, die keine vollständige Umkristallisation erlaubt,
und dabei das Walzverhältnis
bei dem Kaltwalzen nach der abschließenden Zwischenglühung auf
10% bis 60% eingestellt wird.
- (5) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium umfasst, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare
Verunreinigungen sind,
wobei das fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei einmal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, so dass das endgültige Kaltwalzverhältnis 10
bis 95 % beträgt,
und
wobei ein weiteres Glühen
mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb nach dem abschließenden Kaltwalzen bei einer
endgültigen
Blechdicke in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei einer Temperatur,
die keine vollständige
Umkristallisation erlaubt, angewendet wird.
- (6) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium sowie zumindest ein Element aus der Gruppen von 3,0
Gew.-% oder weniger an Zink, 0,3 Gew.-% oder weniger an Indium und
0,3 Gew.-% oder weniger an Zinn umfasst, wobei der Rest Aluminium
und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei das fortlaufende
Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur ei ner geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei einmal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, so dass das endgültige Kaltwalzverhältnis 10
bis 95 % beträgt,
und
wobei ein weiteres Glühen
mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb nach dem abschließenden Kaltwalzen bei einer
endgültigen
Blechdicke in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei einer Temperatur,
die keine vollständige
Umkristallisation erlaubt, angewendet wird.
- (7) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium sowie zumindest ein Element aus der Gruppe von 0,3 Gew.-%
oder weniger an Kupfer, 0,15 Gew.-% oder weniger an Chrom, 0,15
Gew.-% oder weniger an Titan, 0,15 Gew.-% oder weniger an Zirkonium
und 0,5 Gew.-% oder weniger an Magnesium umfasst, wobei der Rest
Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei das
fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei einmal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, so dass das endgültige Kaltwalzverhältnis 10
bis 95 % beträgt,
und
wobei ein weiteres Glühen
mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb nach dem abschließenden Kaltwalzen bei einer
endgültigen
Blechdicke in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei einer Temperatur,
die keine vollständige
Umkristallisation erlaubt, angewendet wird.
- (8) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen,
umfassend die Schritte:
Bilden eines Blockbleches durch Gießen einer
geschmolzenen Flüssigkeit
einer Aluminiumlegierung durch ein fortlaufendes Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze und
Kaltwalzen des Blockbleches
zur Herstellung des Rippenwerkstoffs,
wobei die Aluminiumlegierung
mehr als 0,6 Gew.-% und 1,8 Gew.-%
oder weniger an Mangan, mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger an Eisen und mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger
an Silicium, zumindest ein Element aus der Gruppe von 3,0 Gew.-%
oder weniger an Zink, 0,3 Gew.-% oder weniger an Indium und 0,3
Gew.-% oder weniger an Zinn, sowie zumindest ein Element aus der
Gruppe von 0,3 Gew.-% oder weniger an Kupfer, 0,15 Gew.-% oder weniger
an Chrom, 0,15 Gew.-% oder weniger an Titan, 0,15 Gew.-% oder weniger
an Zirkonium und 0,5 Gew.-% oder weniger an Magnesium umfasst, wobei
der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
wobei
das fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze angewendet wird unter den Bedingungen von
einer Temperatur einer geschmolzenen Flüssigkeit von 700 °C bis 900 °C, einer
Walzendruckbelastung von 5.000 bis 15.000 N pro 1-mm Breite des
Blockbleches, einer Gießgeschwindigkeit
von 500 bis 3.000 mm/min und einer Dicke des Blockbleches von 2
bis 9 mm, und
wobei einmal oder öfter ein Zwischenglühen angewendet
wird inmitten des Kaltwalzvorgangs, so dass das endgültige Kaltwalzverhältnis 10
bis 95 % beträgt,
und
wobei ein weiteres Glühen
mit einem Heizofen für
den Chargenbetrieb nach dem abschließenden Kaltwalzen bei einer
endgültigen
Blechdicke in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C und bei einer Temperatur,
die keine vollständige
Umkristallisation erlaubt, angewendet wird.
- (9) Ein Verfahren zur Herstellung eines Rippenwerkstoffs aus
einer Aluminiumlegierung für
Lötanwendungen
nach einem der Punkte (1) bis (8), wobei das Zwischenglühen, mit
Ausnahme des abschließenden
Glühens,
unter Benutzung eines Heizofens für den Chargenbetrieb oder eines
Heizofens für
den fortlaufenden Betrieb angewendet wird.
- (10) Ein Rippenwerkstoff aus einer Aluminium-Legierung für Lötanwendungen,
wobei die kristalline Textur des Rippenwerkstoffs, welcher durch
das Herstellungsverfahrens gemäß einem
der Punkte (1) bis (9) erhalten wird, einer faserartige Textur umfasst.
-
DIE BESTE
ART ZUR AUSFÜHRUNG
DER ERFINDUNG
-
Die
Aluminiumlegierung, aus welcher der Rippenwerkstoff gemäß der vorliegenden
Erfindung besteht, kann Mn in einer hohen Konzentration zur Verbesserung
der mechanischen Festigkeit enthalten. Da jedoch die Wärmeleitfähigkeit
abnimmt, wenn Mn als eine feste Lösung enthalten ist, lässt man
Mn kristallisieren und als dispergierte Teilchen einer zweiten Phase
abscheiden, indem man Si und Fe in der vorliegenden Erfindung zugibt.
Darüber
hinaus wird das Auftreten von Primärkristallen aus Si in der vorliegenden
Erfindung dadurch unterdrückt,
dass die Bedingungen für
das fortlaufende Gießwalzverfahren
vorgeschrieben werden, um es zu ermöglichen, dass Si als eine intermetallische
Verbindung durch die gleichzeitige Zugabe von Fe und Mn fein dispergiert
wird. Ein Blockblech einer Legierung der Al-Mn-Fe-Si-Reihe wird
somit erhalten, indem Mn und Si kontrolliert werden, um eine feste
Lösung
zu bilden und um sich abzuscheiden. In dem Blockblech der Legierung
wird die Abscheidung der Elemente in der festen Lösung ferner
dadurch beschleunigt, dass man kristallisiertes Material aus Al-Fe-Mn-Si als Keime verarbeitet,
die im fortlaufenden Gießwalzschritt,
beim Kaltwalzen und den anschließenden Glühschritten erzeugt wurden.
-
Infolge
dessen können
verschiedene Eigenschaften, wie zum Beispiel die mechanische Festigkeit,
die Wärmeleitfähigkeit,
die Wirkung als Opferanode und die Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion,
sowie die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen, die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, die Verarbeitbarkeit durch Walzen, die Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur, die für den Rippenwerkstoff
erforderlich sind, erfüllt
werden, und dadurch kann ein Rippenwerkstoff hergestellt werden, der
dünner
gemacht werden kann.
-
Der
Rippenwerkstoff gemäß der vorliegenden
Erfindung kann nur hergestellt werden, indem alle Bedingungen für die Zusammensetzungen
der Legierung und der Herstellung, welche in der vorliegenden Erfindung
definiert werden, eingehalten werden. Die vorliegende Erfindung
wird durch die Bereitstellung eines ausgedünnten Rippenwerkstoffs gekennzeichnet,
der eine hohe Wärmeleitfähigkeit
beibehält,
trotz seines hohen Gehalts an Mn; ein Rippenwerkstoff, der ausgezeichnet
ist in der Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, der Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, der Verarbeitbarkeit durch Walzen und der Schmelzbeständigkeit
der Rippen, trotz seines hohen Gehalts an Fe; und ein Rippenwerkstoff,
der ausgezeichnet ist in der Schmelzbeständigkeit der Rippen und der
Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen,
während
er eine hohe Wärmeleitfähigkeit
beibehält,
trotz seines hohen Gehalts an Si. Der Rippenwerkstoff mit der Wirkung
der vorliegenden Erfindung kann nicht erhalten werden, wenn die
Herstellungsbedingungen nicht eingehalten werden, auch wenn die
Zusammensetzung unter die Bedingungen fällt, die in der vorliegenden
Erfindung definiert sind. Im Gegensatz dazu kann der Rippenwerkstoff
mit der Wirkung der vorliegenden Erfindung nicht erhalten werden,
wenn die Zusammensetzung der Legierung nicht erfüllt wird, auch wenn die Herstellungsbedingungen erfüllt werden.
-
Die
Elemente in der Aluminiumlegierung, die in der vorliegenden Erfindung
verwendet werden sollen, werden zunächst beschrieben. Jedoch beruht
die Funktion eines jeden Elements auf der Vorhersage der Bedingungen
für die
Herstellung, die in der vorliegenden Erfindung definiert werden.
Es wird hier wiederholt, dass die Funktion unter den Bedingungen
für die
Herstellung nicht ohne die Definition der vorliegenden Erfindung erhalten
werden kann.
-
Mn
wird für
die folgenden Zwecke in der vorliegenden Erfindung zugegeben, um
darüber
hinaus die mechanische Festigkeit zu verbessern.
-
Mn
reagiert mit dem in großer
Menge gleichzeitig zugegebenen Fe, um eine Verbindung der Al-Mn-Fe(-Si)-Reihe
zu bilden, welche die Abscheidung einer Al-Fe-Verbindung unterdrückt, die
als Ort einer Kathode fungiert, um die Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion
zu verbessern.
-
Das
bedeutet, da die bei hoher Temperatur geschmolzene Flüssigkeit
in der vorliegenden Erfindung dem fortlaufenden Gießwalzen
unter einer hohen Druckbelastung mit Kühlung bei einer hohen Geschwindigkeit
unterzogen wird, scheidet sich das Fe als ein Legierungselement
als feine Kristalle der Größenordnung
1 μm einer
Verbindung der Al-Fe-Mn-Si-Reihe oder einer Verbindung der Al-Fe-Si-Reihe
beinahe ab. Die vorstehend beschriebenen, kristallisierten Materialien
werden darüber
hinaus in dem folgenden Kaltwalzschritt fein verteilt, um zur Verbesserung
der mechanischen Festigkeit des Rippenwerkstoffs beizutragen. Während die Verbindung
der Al-Fe-Si-Reihe als Ort einer Kathode als ein Startpunkt für die Korrosion
wirkt, wird Fe als Folge der Zugabe von Mn als eine Verbindung der
Al-Fe-Mn-Si-Reihe
abgeschieden. Anschließend
wird die Verbindung der Al-Fe-Mn-Si-Reihe während des Glühschritts
unter Verwendung der vorstehend beschriebenen, feinteilig kristallisierten
Materialien als Keime abgeschieden. Da diese intermetallischen Verbindungen
kaum als Orte einer Kathode wirken, setzen sie nicht die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion herab.
-
Da
Mn zusammen mit Si während
des Gießschritts
in der vorliegenden Erfindung kristallisiert, fungiert Mn in Bezug
auf die Unterdrückung
der Kristallisation der Primärkristalle
aus Si. Die Unterdrückung
der Bildung der Primärkristalle
aus Si während
der Kristallisation ermöglicht
es, dass die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Wärmeleitfähigkeit
und die Schmelzbeständigkeit
der Rippen verbessert werden.
-
Der
Gehalt des Mn wird auf einen Wert von 0,6 Gew.-% oder mehr und 1,8
Gew.-% oder weniger vorgeschrieben, damit das Auftreten der vorstehend
beschriebenen Wirkungen möglich
wird. Die Wirkung der Zugabe von Mn stellt sich nicht vollständig ein,
wenn der Gehalt des Mn 0,6 Gew.-% oder weniger beträgt, während die
Wärmeleitfähigkeit
und die elektrische Leitfähigkeit
bei einem Mn-Gehalt von mehr als 1,8 Gew.-% herabgesetzt werden.
Der bevorzugte Mn-Gehalt beträgt
0,7 Gew.-% oder mehr, um die Beständigkeit des Rippenwerkstoffs
gegenüber
Selbstkorrosion zu steigern. Die bevorzugte obere Grenze des Mn-Gehalts
beträgt 1,4
Gew.-% oder weniger, damit die absolute Menge der intermetallischen
Verbindung herabgesetzt wird, um die Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion
zu steigern.
-
Fe
ist als ein Element zur Bildung einer intermetallischen Verbindung
während
des Gießschritts
bekannt, um dadurch die mechanische Festigkeit aufgrund einer gesteigerten
Dispersion zu verbessern, ohne die Wärmeleitfähigkeit herabzusetzen. Fe dient
ebenfalls zur Unterdrückung
der Abnahme der Wärmeleitfähigkeit,
welche durch die Zugabe von Mn in der vorliegenden Erfindung verursacht
wird, indem die Menge der Zugabe an Si mit den Bedingungen für die Herstellung
kombiniert wird.
-
Da
die maximale Menge an Fe als eine feste Lösung klein ist, kristallisiert
es als eine intermetallische Verbindung während des Gießschritts
aus. Fe reagiert mit Mn und Si, um eine Verbindung der Al-Fe-Mn-Si-Reihe
in der vorliegenden Erfindung zu bilden, und dadurch die Menge des
als eine feste Lösung in
der Matrix gelösten
Mn und Si herabzusetzen. Die Anteile von Mn und Si in dieser intermetallischen
Verbindung nehmen stärker
zu als jene in der Legierung, die nach einem herkömmlichen
Verfahren hergestellt wird, indem die Menge des Fe mit dem Herstellungsverfahren
gemäß der vorliegenden
Erfindung kombiniert wird, und sie führt darüber hinaus zu einer feinen
und dichten Verteilung des Fe in der Legierung. Die intermetallische
Verbindung, welche während
des Gießverfahrens
mit feiner und dichter Verteilung kristallisiert, trägt ebenfalls
zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit durch die Beschleunigung
der Abscheidung von Mn und Si während
des Glühschritts
bei.
-
Wie
vorstehend erwähnt,
wird die Abnahme der Wärmeleitfähigkeit
verhindert, und die Beständigkeit des
Rippenwerkstoffs gegenüber
Selbstkorrosion in der vorliegenden Erfindung wird verbessert, indem
die Anteile des Mn und Si in der intermetallischen Verbindung erhöht werden.
-
Aus
den vorstehend dargelegten Gründen
wird der Gehalt des Fe auf mehr als 1,2 Gew.-% und 2,0 Gew.-% oder
weniger festge legt. Die Wirkung, eine Abnahme der Wärmeleitfähigkeit
durch die Zugabe von Mn zu verhindern, stellt sich nicht in ausreichendem
Maße ein,
wenn der Gehalt des Fe 1,2 Gew.-% oder weniger beträgt, während die
Verbindung der Al-Fe-Reihe in einem frühen Stadium kristallisiert,
wenn der Gehalt des Fe 2,0 Gew.-% übersteigt, um dadurch die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion zu vermindern. Diese kristallisierten Materialien
verursachen einen Bruch des Rippenwerkstoffs während des Kaltwalzschritts
und während
des Schneidens der Rippen beim Zusammenbauen des Kerns, außerdem führen sie
zu einer Abnahme der Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
und der Schmelzbeständigkeit
der Rippen, indem sie die kristallisierten Materialien fein machen.
Ein Fe-Gehalt von 1,3 Gew.-% oder mehr ist bevorzugt, um die mechanische
Festigkeit zu steigern, während
ein Fe-Gehalt von 1,8 Gew.-% oder weniger für eine Abnahme des Gehalts
des Fe in der intermetallischen Verbindung bevorzugt ist, um dadurch
die Beständigkeit
gegenüber Selbstkorrosion
zu steigern.
-
In
der vorliegenden Erfindung beschleunigt Si die Kristallisation einer
Fe und Mn enthaltenden Verbindung, die während des Gießschritts
gebildet wird. Infolge dessen kann eine große Menge an zugegebenem Si zusammen
mit Mn und Fe die Menge des Mn in der festen Lösung herabsetzen, um dadurch
die Wärmeleitfähigkeit
und die elektrische Leitfähigkeit
zu verbessern. Ebenso kann Si die Abnahme der Beständigkeit
des Rippenwerkstoffs gegenüber
Selbstkorrosion verhindern, indem es die Kristallisation und die
Abscheidung des Si als eine intermetallische Verbindung mit einem
großen
Anteil an Mn ermöglicht.
Darüber
hinaus dient Si auch der Verbesserung der mechanischen Festigkeit
und der Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen,
indem es die Abscheidung von Fe beschleunigt.
-
Somit
kann eine große
Menge an Si zugegeben werden, ohne die Wärmeleitfähigkeit in der vorliegenden
Erfindung herabzusetzen, indem die Menge des Si in der festen Lösung herabgesetzt
wird.
-
Si
kann die Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen,
die mechanische Festigkeit, die Wärmeleitfähigkeit und die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion verbessern, wie vorstehend beschrieben. Der Gehalt des
Si wird auf mehr als 0,6 Gew.-% und 1,2 Gew.-% oder weniger festgelegt,
da die Wirkung der Zugabe von Si sich nicht vollständig einstellt,
wenn der Si-Gehalt weniger als 0,6 Gew.-% beträgt. Wenn darüber hinaus der
Si-Gehalt 1,2 Gew.-% übersteigt,
nimmt andererseits der Schmelzpunkt des Rippenwerkstoffs ab, so
dass die Rippe leicht geschmolzen werden kann. Darüber hinaus
erlaubt ein hoher Gehalt an Si die Kristallisation des Si in einem
frühen
Stadium, so dass das Material während
des fortlaufenden Gießwalzens
oder während des
Kaltwalzschritts leicht brechen kann, und er verursacht außerdem,
dass das Schneiden der Rippen während
des Zusammenbauens des Kerns leicht auftreten kann. Die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung und die Wärmeleitfähigkeit
nehmen unter diesen Bedingungen ebenfalls ab. Vorzugsweise beträgt der Si-Gehalt
0,65 Gew.-% oder mehr, um die Wärmeleitfähigkeit
zu steigern, und ein Gehalt von 0,75 Gew.-% oder mehr ist stärker bevorzugt.
Die obere Grenze des Si-Gehalts beträgt vorzugsweise 1,0 Gew.-%,
um das Schmelzen der Rippen während
des Lötschritts
zu verhindern.
-
Mn,
Fe und Si sind wesentliche Elemente in der vorliegenden Erfindung,
wie vorstehend beschrieben. Der Rippenwerkstoff mit den folgenden
Eigenschaften kann erhalten werden, indem alle Kombinationen der zugegebenen
Mengen dieser Elemente und die Bedingungen für die Herstellung, die nachfolgend
beschrieben werden, eingehalten werden. Der Rippenwerkstoff behält eine
hohe Wärmeleitfähigkeit
trotz seines hohen Gehalts an Mn; er ist ausgezeichnet in der Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, in der Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, in der Verarbeitbarkeit durch Walzen, und in
der Schmelzbeständigkeit
der Rippen, trotz seines hohen Gehalts an Fe; und er ist ausgezeichnet
in der Schmelzbeständigkeit
der Rippen und in der Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen,
und er behält
eine hohe Wärmeleitfähigkeit,
trotz seines hohen Gehalts an Si.
-
Die
Aluminiumlegierung, aus der der Rippenwerkstoff gemäß der vorliegenden
Erfindung besteht, umfasst eine Al-Legierung, die zusätzlich zu
den vorstehend beschriebenen wesentlichen Elementen wie Mn, Fe und
Si, mindestens ein Element aus der Gruppe Zn, In und Sn enthält, die
wirksam sind für
die Wirkung als Opferanode, und/oder mindestens ein Element aus
der Gruppe Cu, Cr, Ti, Zr und Mg, die wirksam sind für die Verbesserung
der mechanischen Festigkeit.
-
Während In
und Sn unter den vorstehend beschriebenen Zn, In und Sn eine ausreichende
Opferwirkung zeigen, wenn eine geringe Menge von ihnen zugegeben
wird, sind sie teuer und die Wiederverwertung von Spänen derselben
ist schwierig. Zn ist ein Element, das keine derartigen Probleme
beinhaltet, und die Zugabe von Zn wird meist empfohlen, um das elektrische
Potential des Rippenwerkstoffs einzustellen. Die oberen Grenzen
für die
Gehalte dieser vorstehend beschriebenen Elemente Zn, In und Sn werden
auf 3,0 Gew.-%, bzw. 0,3 Gew.-% und 0,3 Gew.-% festgelegt, da die
Korrosionsbeständigkeit
der Rippe selbst abnimmt, wenn der Gehalt jeweils die vorstehend
beschriebene obere Grenze übersteigt.
-
Die
vorstehend beschriebenen Elemente Cu, Cr, Ti, Zr und Mg sind jeweils
imstande, zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit beizutragen.
-
Die
obere Grenze für
Cu wird auf 0,3 Gew.-% festgelegt, die obere Grenze für Cr wird
auf 0,15 Gew.-% festgelegt, die obere Grenze für Ti wird auf 0,15 Gew.-% festgelegt,
die obere Grenze für
Zr wird auf 0,15 Gew.-% festgelegt und die obere Grenze für Mg wird
auf 0,5 Gew.-% festgelegt. Dies erfolgt deswegen, weil das Korrosionspotential
der Legierung das eines Edelmetalls annimmt, wenn der Gehalt des
Cu die vorstehend beschriebene obere Grenze übersteigt, und weil dadurch
die Wirkung des Rippenwerkstoffs als ein Opferanodenmaterial abnimmt,
und die Wärmeleitfähigkeit
ebenfalls abnimmt. Wenn die Gehalte von Cr, Ti bzw. Zr jeweils die
vorstehenden oberen Grenzen übersteigen,
kann die Zufuhrdüse
für die
geschmolzene Flüssigkeit
während
des fortlaufenden Gießwalzschritts
verstopft werden. Die besonders bevorzugten Gehalte für Cr, Ti
und Zr betragen jeweils 0,08 Gew.-% oder weniger. Wenn der Gehalt
des Mg die vorstehende obere Grenze übersteigt, nimmt die Lötbarkeit
der Rippen ab, indem das Mg mit dem Flussmittel in dem Nocolock-Lötschritt für die Rippe
reagiert.
-
Zr
besitzt auch die Funktion, die Beständigkeit bezüglich des
Durchhängens
und die Schmelzbeständigkeit
der Rippen eines Rippenwerkstoffs zu verbessern, indem es umkristallisierte
Körner
in dem Rippenwerkstoff vergröbert.
-
Da
diese Elemente gegenteilige Wirkungen – mit Ausnahme der Verbesserung
der mechanischen Festigkeit – ausüben, sind
ihre Gehalte in der vorliegenden Erfindung vorzugsweise auf 0,03
Gew.-% oder weniger beschränkt,
das heißt,
es ist vorzuziehen, dass sie nicht in wesentlichen Mengen in dem
Rippenwerkstoff enthalten sind.
-
Bor
(B), das zugegeben werden kann, um die Textur des Blocks fein zu
machen, oder andere verunreinigende Elemente können in einer Gesamtmenge von
0,03 Gew.-% oder weniger in der vorliegenden Erfindung enthalten
sein.
-
Die
Zusammensetzung der Legierung, die in der vorliegenden Erfindung
verwendet werden kann, wurde vorstehend beschrieben, und das Herstellungsverfahren
wird nachfolgend beschrieben werden.
-
In
der vorliegenden Erfindung wird die vorstehend beschriebene Al-Legierung
durch ein fortlaufenden Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze, gefolgt von der Anwendung des Kaltwalzens
und des Glühens,
zu einem Blockblech geformt, um den Rippenwerkstoff herzustellen.
-
Das
vorstehend beschriebene, fortlaufende Kaltwalzverfahren nach Art
einer Doppelwalze ist dafür bekannt,
das Hunter-Verfahren, das 3C-Verfahren und dergleichen zu umfassen,
wobei die geschmolzene Flüssigkeit
der Al-Legierung aus einer Zufuhrdüse, die aus einem feuerfesten
Material hergestellt ist, in einem Abstand zwischen einem Paar wassergekühlter Walzen
zugeführt
wird, gefolgt von einem fortlaufenden Kaltwalzen des erhaltenen
dünnen
Blechs. Der Kühlschritt
ist bei dem fortlaufenden Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze um das 1- bis 3-fache schneller, im Vergleich
mit einem herkömmlichen
DC-Gießverfahren.
-
Die
Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit,
die Walzendruckbelastung, die Gießgeschwindigkeit, und die Dicke
des Block blechs werden in dem vorstehend beschriebenen fortlaufenden
Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze gemäß der vorliegenden
Erfindung beschrieben. Die metallische Textur, die in der vorliegenden
Erfindung erreicht werden soll, wird nur erhalten, wenn alle vier
vorstehenden Bedingungen erfüllt
werden, und sie ermöglichen
dadurch die Ausbildung der Eigenschaften des Rippenwerkstoffs gemäß der vorliegenden
Erfindung. Von diesen Bedingungen sind die Temperatur der geschmolzenen
Flüssigkeit
und die Walzendruckbelastung von besonderer Bedeutung.
-
Die
vorstehend beschriebene Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit
bezeichnet die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit im Gefäß am Kopf
der Maschine für
das fortlaufende Kaltwalzen nach Art einer Doppelwalze. Das vorstehend
beschriebene Gefäß am Kopf
wird unmittelbar vor der Zufuhr der geschmolzenen Flüssigkeit
zur Zufuhrdüse
für die
geschmolzene Flüssigkeit
bereitgestellt, und es ist der Abschnitt zum Zusammenführen der
geschmolzenen Flüssigkeit,
um sie stabil der Maschine für
das fortlaufende Kaltwalzen nach Art einer Doppelwalze zuzuführen.
-
Das
fortlaufenden Gießwalzverfahren
nach Art einer Doppelwalze wird in der vorliegenden Erfindung verwendet,
da die Maschine für
das fortlaufende Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze in den letzten Jahren Fortschritte gemacht
hat, und da die Herstellung unter den Bedingungen gemäß der vorliegenden
Erfindung möglich
wurde, welche unter Verwendung fortlaufender Gießwalzmaschinen schwierig sein
würde,
wie zum Beispiel mit der herkömmlichen
Maschine zum fortlaufenden Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze, wurde es dadurch ermöglicht, dass die metallische
Textur, die in der vorliegenden Erfindung erzielt werden soll, erreicht
wurde.
-
In
der vorliegenden Erfindung besteht der erste Grund, dass die vorstehend
beschriebene Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit auf einen Bereich
von 700 °C
bis 900 °C
vorgeschrieben wird, darin, es der intermetallischen Verbindung
der Al-Fe-Mn-Si-Reihe
zu ermöglichen,
fein zu kristallisieren, wie in der vorstehenden Beschreibung der
Zusammensetzung der Bestandteile beschrieben. Der Anteil des Fe
in der intermetallischen Verbindung nimmt bei einer Temperatur zu,
die höher
ist als die vorstehend beschriebene obere Grenztemperatur, und dadurch
nehmen die Beständigkeit
und die Wärmeleitfähigkeit
des Rippenwerkstoffs ab. Mit anderen Worten, da die maximalen Konzentrationen
des Mn und des Si in der festen Lösung größer sind als jene des Fe, werden
kristallisierte Materialien, die Fe enthalten, kaum abgeschieden,
wenn die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit zu hoch ist. Wenn
die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit hoch ist, kann die
geschmolzene Flüssigkeit
aufgrund der unzureichenden Kühlleistung
der Maschine für
das fortlaufende Gießwalzen
darüber
hinaus nicht unterkühlt
werden. Infolge dessen werden grob kristallisierte Materialien,
die Fe und Mn enthalten, in der Nähe der Mitte in der Richtung
der Dicke des Blechs abgeschieden, und sie setzen dadurch die mechanische
Festigkeit, die Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern herab. Wenn die Temperatur der geschmolzenen
Flüssigkeit
geringer ist als die untere Grenztemperatur, kristallisiert Si andererseits
in der Nähe
der Mitte in der Richtung der Dicke des Blechs aus, um die Schmelzbeständigkeit
der Rippen herabzusetzen.
-
Der
zweite Grund, weshalb die vorstehend beschriebene Temperatur der
geschmolzenen Flüssigkeit auf
einen Bereich von 700 bis 900 °C
beschränkt
wird, liegt darin, dass Keime von kristallisierten Materialien in
der Legierung gemäß der vorliegen den
Erfindung, die eine große
Menge an Fe und Mn enthält,
an der Wand der Zufuhrdüse
für die
geschmolzene Flüssigkeit
gebildet werden, wenn die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit
niedrig ist. Die kristallisierten Materialien, welche darüber hinaus
als grob kristallisierte Materialien wachsen, werden von der Zufuhrdüse für die geschmolzene
Flüssigkeit
getrennt, um mit dem Blockblech vermengt zu werden, so dass sie
einen Bruch der Rippen beim Schritt des Zusammenbauens des Kerns
zu verursachen. Diese kristallisierten Materialien gestatten es,
dass die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens, die
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen, und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern herabgesetzt werden. Das Gießen kann dadurch unmöglich werden, dass
die Zufuhrdüse
für die
geschmolzene Flüssigkeit
durch die kristallisierten Materialien verstopft, wenn die Temperatur
der geschmolzenen Flüssigkeit
weiter abnimmt.
-
Wie
vorstehend beschrieben wird die untere Grenze für die Temperatur der geschmolzenen
Flüssigkeit
auf 700 °C
eingestellt, welche weit oberhalb der Liquidustemperatur liegt,
und die obere Grenze wird auf 900 °C festgelegt. Damit es möglich wird,
die intermetallische Verbindung mit der Wirkung der vorliegenden Erfindung
sicher zu verteilen, beträgt
der Bereich der vorstehend beschriebenen Temperatur der geschmolzenen
Flüssigkeit
besonders bevorzugt 750 °C
bis 850 °C.
-
Das
Schneiden der Rippen tritt während
des Schritts des Zusammenbauens des Kerns auf, aufgrund einer Vergröberung der
intermetallischen Verbindung, wenn die Walzendruckbelastung gering
ist, auch wenn die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit – wie vorstehend
beschrieben – vorgeschrieben
wird, so dass dadurch die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belas tung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern abnimmt. Während
die Pressfähigkeit
einer Maschine zum fortlaufenden Gießwalzen nach alter Art gering
war, da das Pressen der verfestigten Schicht nicht vorausgesetzt wurde,
ist eine heutige Maschine zum fortlaufenden Gießwalzen imstande, eine große Presskraft
auszuüben. Daher
können
die grob kristallisierten Materialien dadurch fein verteilt werden,
dass sie unmittelbar nach der Verfestigung gepresst werden, auch
wenn die kristallisierten Materialien als Dendriten miteinander
verbunden und gebunden werden, um riesige kristallisierte Produkte
zu bilden.
-
Die 4(a), 4(b) und 4(c) erläutern
schematisch den Zustand der Teilung der vorstehend beschriebenen,
grob kristallisierten Materialien.
-
Die
vorstehend beschriebenen, grob kristallisierten Materialien werden
wahrscheinlich an den Abschnitten der abschließenden Verfestigung in der
Mitte in der Richtung der Dicke des Blockblechs gebildet. Die grob
kristallisierten Materialien können
fein verteilt werden, indem ein Druck unmittelbar nach der Kristallisation aufgebracht
wird, wenn der Abschnitt der abschließenden Verfestigung sich an
der Stelle A vor der mittleren Linie der Doppelwalzen 7 befindet
(eine Linie, welche die Rotationsachsen einer jeden Walze verbindet,
dargestellt durch eine unterbrochene Linie), wie in 4(a) gezeigt. Wenn der Abschnitt der abschließenden Verfestigung
andererseits an der Stelle B gelegen ist, und die mittlere Linie
kreuzt, wie in 4(b) gezeigt, verbleiben die
gebildeten, grob kristallisierten Materialien in dem Block, als
seien sie nicht gepresst worden.
-
4(c) ist eine Ansicht, welche die Orte A und B
der abschließenden
Verfestigung von oben zeigt. Die Orte der abschließenden Verfestigung
kreuzen die mittlere Linie hier und dort (der in 4(c) gezeigte Zustand), und die grob kristallisierten
Materialien und das in einem frühen
Stadium kristallisierte Si treten an der Stelle B auf.
-
Die
in der vorstehend beschriebenen 4(b) auftretenden
Schwierigkeiten werden gelöst,
indem ein gegebener Walzenpressdruck aufgebracht wird, um es zu
ermöglichen,
dass die geschmolzene Flüssigkeit
die Walze in der Richtung der Walzenbreite vor der mittleren Linie
zum richtigen Zeitpunkt kontaktiert. Das Bezugszeichen 8 in
der 4 zeigt eine Zufuhrdüse für eine geschmolzene
Flüssigkeit.
-
Der
Walzenpressdruck wird auf einen Bereich von 5.000 bis 15.000 N/mm
in der vorliegenden Erfindung beschränkt, da die Wirkung für eine feine
Verteilung der grob kristallisierten Materialien bei einem Pressdruck
von weniger als 5.000 N/mm nicht erreicht werden kann, und dabei
ein Bruch des Rippenwerkstoffs, und eine Abnahme der Schmelzbeständigkeit
der Rippen, der mechanischen Festigkeit, der Wärmeleitfähigkeit, der Beständigkeit
gegenüber
Korrosion und der Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern verursacht wird.
-
Andererseits
tritt die vorhergehende Wirkung in einen Sättigungsbereich ein, wenn der
Walzenpressdruck mit einer Höhe
von mehr als 15.000 N/mm aufgebracht wird. Der Walzenpressdruck,
welcher 15.000 N/mm übersteigt,
ist ein Grad, der nicht erreicht werden kann, wenn eine heutige
Maschine zum fortlaufenden Gießwalzen
verwendet wird, es sei denn, dass die Breite des Gießblechs
verengt wird. Jedoch ist eine Verengung der Breite des Blechs nicht
bevorzugt, da die Produktivität
des selben abnimmt. Dementsprechend wird die obere Grenze des Walzenpressdrucks
auf 15.000 N/mm in der vorliegenden Erfindung festgelegt, und ein besonders
bevorzugter Bereich desselben beträgt 7.000 bis 12.000 N/mm.
-
Ein
Rippenwerkstoff mit guten Eigenschaften kann durch fortlaufendes
Gießwalzen
der Legierung mit einer vorgeschriebenen Zusammensetzung, wie in
der vorliegenden Erfindung definiert, erhalten werden, unter den
Bedingungen der in geeigneter Weise bestimmten Temperatur der geschmolzenen
Flüssigkeit
und des Walzenpressdrucks. 5 zeigt
eine Textur des Querschnitts des Blocks, der unter Verwendung einer
herkömmlichen
Maschine zum fortlaufenden Gießwalzen
nach Art einer Doppelwalze mit einem geringen Walzenpressdruck hergestellt
wurde. Grob kristallisierte Materialien werden im mittleren Abschnitt
abgesondert.
-
Die
Gießgeschwindigkeit
wird auf 500 bis 3.000 mm/min in der vorliegenden Erfindung vorgeschrieben.
Grob kristallisierte Materialien treten auf, und die Rippe bricht
im Schritt des Zusammenbauens des Kerns, während die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern abnimmt, wenn die Gießgeschwindigkeit weniger als 500
mm/min beträgt.
Die höhere
Gießgeschwindigkeit
ist stärker
bevorzugt unter dem Gesichtspunkt der Produktivität.
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Eine
dicke, verfestigte Schicht kann aufgrund der unzureichenden Kühlfähigkeit
der Walze nicht gebildet werden, wenn die Gießgeschwindigkeit 3.000 mm/min übersteigt,
und grob kristallisierte Materialien treten in dem in 4(b) gezeigten Zustand auf, weil eine vorgeschriebene
Walzendruckbelastung nicht aufgebracht werden kann.
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Die
besonders bevorzugte Gießgeschwindigkeit
liegt im Bereich von 700 bis 1.600 mm/min.
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Die
Dicke des Blockblechs wird in der vorliegenden Erfindung auf 2 bis
9 mm festgelegt. Dies erfolgt deswegen, weil das Blockblech aufgrund
der Schwankung der Dicke des Blocks oder aufgrund des Auftretens von
Wellen in dem Blech nicht zu einer Spule aufgewickelt werden kann,
wenn die Dicke weniger als 2 mm beträgt. Andererseits können kristallisierte
Materialien von mittlerer Größe in der
Nähe der
Mitte des Blechs gebildet werden, wo die Kühlgeschwindigkeit gering ist,
wenn die Dicke 9 mm übersteigt,
und dadurch treten während
des Zusammenbauens des Kerns Brüche
der Rippen auf, und die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen, und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern nimmt ab. Da die Walzendruckbelastung und die
Dicke des Blockblechs in der vorliegenden Erfindung festgelegt werden,
schwankt die Dicke des Blechs selten über mehr als die gewünschte Dicke
hinaus, um die Möglichkeit,
grob kristallisierte Materialien zu erzeugen, im Wesentlichen herabzusetzen.
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Während die
Dicke des Blockblechs in der vorliegenden Erfindung im Allgemeinen
auf 2 bis 9 mm beschränkt
wird, beträgt
die besonders bevorzugte Dicke des Blockblechs 2,5 bis 7 mm, und
der am meisten bevorzugte Bereich derselben beträgt 3 bis 6 mm.
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In
den vorliegenden Erfindungen gemäß der Punkte
(1) bis (4) wie vorstehend beschrieben, wird das abschließende Zwischenglühen in einem
Temperaturbereich von 300 °C
bis 450 °C
angewendet, und bei einer Temperatur, die keine vollständige Umkristallisation
erlaubt, unter Verwendung eines Heizofens für den Chargenbetrieb. Der Heizofen
für den
Chargenbetrieb wird für
das abschließende
Zwischenglühen
verwendet, um eine längere
Heiz- und Verweilzeit zu gewährleisten.
Die Heizzeit beträgt
vorzugsweise 30 min oder mehr. Die obere Grenze kann in geeigneter
Weise festgelegt werden, jedoch beträgt sie vorzugsweise 4 h oder
weniger.
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Das
Zwischenglühen
in der Mitte des Kaltwalzschritts wird durchgeführt, um das übersättigte Fe
und Mn in der festen Lösung
während
des fortlaufenden Gießwalzens
abzuscheiden, oder um das Auftreten von Kantenrissen während des
Kaltwalzens zu verhindern. Insbesondere wird das abschließende Zwischenglühen unter
Verwendung eines Heizofens für
den Chargenbetrieb durchgeführt,
da Fe und Mn aufgrund der kurzen Glühzeit nicht ausreichend durch
ein herkömmliches
Glühen
abgeschieden werden können.
Das Material kann im letzten Kaltwalzschritt aufgrund der unzureichenden
Temperatur brechen, wenn die Glühtemperatur
weniger als 300 °C
beträgt,
und außerdem
nimmt die mechanische Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit aufgrund der unzureichenden
Abscheidung des Fe und des Mn ab. Das Präzipitat wird vergröbert, um
die mechanische Festigkeit bei einer Glühtemperatur von mehr als 450 °C herabzusetzen,
während
die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern abnimmt. Der bevorzugte Temperaturbereich beträgt 320 °C oder mehr
und 420 °C
oder weniger.
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Die
Temperatur, bei der eine Umkristallisation nicht vollständig erfolgt,
bezieht sich auf eine Glühtemperatur,
wenn die umkristallisierten Körner,
deren längster
Teilchendurchmesser 50 μm
oder mehr beträgt,
30 % oder weniger im Flächenverhältnis auf
der Oberfläche
des Blechs nach dem Glühen
einnehmen. Die Umkristallisation wird als vollständig angesehen, wenn das Flächenverhältnis größer als
30 % wird. Das abschließende
Zwischenglühen
wird in der vorliegenden Erfindung bei einer Temperatur durchgeführt, bei
der die Umkristallisation nicht vollständig erfolgt. Der Grund ist
der folgende. Die verbleibenden Dislokationen werden durch feine
Teilchen, die während
des Gießschritts
gebildet wurden, bei einer Temperatur festgehalten, bei der die
Umkristallisation nicht vollständig
erfolgt. Während
sich übersättigtes
Fe, Mn und Si in der festen Lösung während des
Gießschritts
sich entlang der vorstehend beschriebenen Dislokation ausbreiten
und dort abgeschieden werden, werden Mn und Si abgeschieden, wobei
sie in den vorstehend beschriebenen feinen Teilchen absorbiert werden.
Während
die intermetallische Verbindung, die während des Gießschritts
gebildet wird, einen größeren Anteil
an Fe enthält,
wird die Verbindung durch eine solche Diffusion während des
Glühschritts zu
einer Phase umgesetzt, die einen größeren Anteil an Mn und Si enthält. Da Mn
und Si kaum erneut eine feste Lösung
während
des Lötschritts
in derjenigen Phase bilden, die einen Überschuss an Mn und Si aufweist, kann
ein Rippenwerkstoff mit ausgezeichneter Wärmeleitfähigkeit erhalten werden, und
außerdem
wird die Beständigkeit
des Rippenwerkstoffs gegenüber
Selbstkorrosion verbessert. Mn und Si verteilen sich durch das Glühen bei
einer Temperatur zur Vervollständigung
der Umkristallisation in unzureichender Weise, um die Wärmeleitfähigkeit
und die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion herabzusetzen, da die vorstehend beschriebenen Dislokationen
verschwinden.
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Da
die spezifische Temperatur für
die Umkristallisation in Abhängigkeit
von der Zusammensetzung der Legierung und der thermischen Hysterese
vor dem Zwischenglühen
sich verändert,
wird die Umkristallisation manchmal innerhalb des vorstehend beschriebenen
Temperaturbereichs vervollständigt.
Dementspre chend werden die Bedingungen für das Zwischenglühen für die praktische
Ausführung
dadurch bestimmt, dass die Temperatur, bei der die Umkristallisation
nicht vollständig
erfolgt, vorher bestätigt
wird.
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Obwohl
die Zeit für
das Zwischenglühen
nicht in besonderer Weise beschränkt
ist, ist ein Zeitraum von etwa 20 min bis etwa 6 h vorzuziehen,
da ein zu kurzes Zeitintervall die Gesamttemperatur der Wicklung
dazu veranlasst, kaum stabilisiert zu werden, und ein zu langes
Zeitintervall es ermöglicht,
dass die präzipitierten Materialien
vergröbert
werden.
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Ein
zweimaliges oder häufigeres
Zwischenglühen
kann in der vorliegenden Erfindung gemäß den Punkten (1) bis (4) durchgeführt werden,
bei dem der Zweck desselben darin besteht, die Fähigkeit zum Kaltwalzen zu verbessern,
und die Form der abgeschiedenen Phase sollte nicht verändert werden.
Wenn daher ein zweimaliges oder häufigeres Zwischenglühen durchgeführt wird
und wenn das Zwischenglühen,
anders als das abschließende
Zwischenglühen
unter Verwendung eines Heizofens für den fortlaufenden Betrieb
durchgeführt
wird, wird die Verweilzeit vorzugsweise auf 20 Sekunden oder weniger
im Bereich für
die Glühtemperatur
von 400 °C
bis 600 °C
eingestellt. Ein Bereich für
die Glühtemperatur
von 270 °C
bis 340 °C
ist bevorzugt, wenn der Heizofen für den Chargenbetrieb verwendet
wird.
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Das
Kaltwalzverhältnis
nach dem abschließenden
Zwischenglühen
wird auf 10 bis 60 % in der vorliegenden Erfindung gemäß den Punkten
(1) bis (4) festgelegt. Ein Walzverhältnis von weniger als 10 %
ist schwierig zu kontrollieren, während die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
und die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur abnehmen. Wenn das
Walzverhältnis
60 % übersteigt,
wird andererseits die Umkristallisationstextur der Rippen nach dem
Löten so
fein, dass die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
und die Schmelzbeständigkeit
der Rippen abnehmen.
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In
der vorliegenden Erfindung gemäß den Punkten
(5) bis (8) wird das Glühen
nach dem letzten Kaltwalzen in einem Temperaturbereich von 300 °C bis 450 °C durchgeführt, und
bei einer Temperatur, bei der die Umkristallisation nicht vollständig erfolgt,
bei einer endgültigen
Dicke des Blechs unter Verwendung eines Heizofens für den Chargenbetrieb.
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Das
abschließende
Glühen
wird in einem vorstehend beschriebenen Temperaturbereich durchgeführt, um
es zu ermöglichen,
dass übersättigtes
Fe und Mn in der festen Lösung
wie vorstehend beschrieben abgeschieden werden. Die Durchführung des
Glühens
nach dem letzten Kaltwalzen ermöglicht
es, dass die Fließfestigkeit
und die Ausdehnung verbessert werden, auch wenn die Zugfestigkeit
in derselben Größenordnung liegt,
und sie ermöglicht
es, dass der Rippenwerkstoff in der Formbarkeit ausgezeichnet ist,
insbesondere in der Formbarkeit zu einer gewellten Struktur. Das
Glühen
bei einer Temperatur von weniger als 300 °C ist unzureichend, um die Formbarkeit
zu einer gewellten Struktur zu verbessern, oder um es zu ermöglichen,
dass Fe und Mn in ausreichender Weise abgeschieden werden, so dass
dadurch die mechanische Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit nach dem Löten abnimmt.
Eine Temperatur von mehr als 450 °C
veranlasst grobe Teilchen zur Präzipitation,
und dadurch sinkt die mechanische Festigkeit nach dem Löten, die
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern.
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Das
Glühen
mit einem Heizofen für
den fortlaufenden Betrieb ist nicht geeignet, um Fe und Mn in ausreichender
Weise abzuscheiden, da die Heizzeit zu kurz ist.
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Das
endgültige
Kaltwalzverhältnis
wird auf 10 bis 95 % in den vorliegenden Erfindungen gemäß den Punkten
(5) bis (8) festgelegt. Sowohl ein Heizofen für den fortlaufenden Betrieb
oder ein Heizofen für
den Chargenbetrieb können
für das
Zwischenglühverfahren,
anders als für
das abschließende
Glühverfahren,
verwendet werden. Wenn der Heizofen für den fortlaufenden Betrieb
verwendet wird, ist es vorzuziehen, die Temperatur auf einen Bereich
von 400 °C
bis 600 °C
einzustellen, so dass der Korndurchmesser der umkristallisierten
Kristalle, wie er auf der Oberfläche
des Blechs beobachtet wird, etwa das 8-fache oder weniger der Dicke
des Blechs während
des Glühens
beträgt.
Die in dem abschließenden
Glühschritt
abgeschiedenen Körner werden
fein verteilt mit einer geringeren Abscheidung und Vergröberung der
intermetallischen Verbindung, die mit dem Glühen einhergehen, wenn das Zwischenglühen unter
Verwendung eines Heizofens für
den fortlaufenden Betrieb durchgeführt wird, und dadurch wird
die Korrosionsbeständigkeit,
die Beständigkeit
gegenüber Brüchen und
die mechanische Festigkeit des Rippenwerkstoffs verbessert. Eine
Glühtemperatur
von weniger als 400 °C
verhindert, dass die Umkristallisation in ausreichender Weise fortschreitet,
um anschließend
die Fähigkeit
zum Kaltwalzen zu verschlechtern. Die Glühtemperatur von mehr als 600 °C setzt ebenso
die Korrosionsbeständigkeit
herab, da grobe Körner
gebildet werden, auch bei fortlaufendem Glühen. Das besonders empfohlene
endgültige
Kaltwalzverhältnis
beträgt
60 bis 95 %, wenn das fortlaufende Glühen durchgeführt wird,
da die Umkristallisationstemperatur geringer wird als die Starttemperatur
des Schmelzens des Lötmaterials
aufgrund der ausreichenden Anhäufung
von Spannung, um die Schmelzbeständigkeit der
Rippen und dergleichen zu verbessern. Während die Glühzeit nicht
in besonderer Weise festgelegt ist, wird das Glühen nicht durchgeführt, oder
die Glühzeit
beträgt
vorzugsweise 20 Sekunden oder weniger.
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Andererseits
ist es vorzuziehen, den Temperaturbereich auf 250 bis 450 °C einzustellen
und bei einer Temperatur, bei der die Umkristallisation nicht vollständig erfolgt,
wenn das Zwischenglühen,
anders als das abschließende
Glühen,
unter Verwendung eines Heizofens für den Chargenbetrieb durchgeführt wird.
Dies erfolgt deswegen, weil die Al-Legierung, die durch ein fortlaufendes
Gießwalzen
hergestellt wurde, eine äußerst geringe
Menge an dispergierten Teilchen einer zweiten Phase mit einem Teilchendurchmesser
von 3 bis 4 μm oder
mehr als Umkristallisationskeime enthält. Dementsprechend wird der
Durchmesser der Kristallkörner
bis zu einigen mm oder mehr vergröbert, wenn ein solches Material
in einem Heizofen für
den Chargenbetrieb geglüht
wird, und dadurch wird das anschließende Kaltwalzen schwierig.
Dadurch wird das Erweichen bei einer Glühtemperatur von weniger als
250 °C so
unzureichend, dass der Rippenwerkstoff eine schlechte Fähigkeit zum
Kaltwalzen aufweist, so dass Brüche
an der Kante oder dergleichen auftreten. Die Fähigkeit zum Kaltwalzen wird
ebenfalls mangelhaft bei einer Glühtemperatur von mehr als 450 °C aufgrund
der Vergröberung
der umkristallisierten Körner
und der abgeschiedenen Phase. Obwohl die Glühzeit nicht in besonderer Weise
festgelegt ist, beträgt
sie vorzugsweise 30 min bis 4 h. Bei einer Glühzeit von weniger als 30 min
kann die Temperatur der gesamten Wicklung dazu führen, dass sie kaum stabilisiert
wird, während
eine Glühtemperatur
von mehr als 4 h viel zu viel Energie verbraucht. Das empfohlene
endgültige
Kaltwalzverhältnis
liegt im Bereich von 10 bis 40 % unter dem Gesichtspunkt der Walzbarkeit
und der Diffusionsbeständigkeit des
Lotes, wenn das Glühen
unter Verwendung eines Heizofens für den Chargenbetrieb durchgeführt wird.
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In
der vorliegenden Erfindung gemäß den Punkten
(5) bis (8) wird das Glühen
bei einer endgültigen Dicke
des Blechs unter Verwendung eines Heizofens für den Chargenbetrieb durchgeführt, um
eine längere Heiz-
und Verweilzeit zu gewährleisten.
Die Verweilzeit beträgt
30 min oder mehr, mit einer in geeigneter Weise bestimmten oberen
Grenze, welche vorzugsweise 4 h oder weniger beträgt.
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Die
Kristalltextur, welche eine faserartige Textur in Punkt (10) umfasst,
nimmt auf eine Textur Bezug, die aus solchen zusammengesetzt ist,
bei denen die Kristallkorngrenze auftritt, als sei sie in der Walzrichtung während des
fortlaufenden Gießwalzens
auf der gesamten Fläche
(oder auf dem Querschnitt) verlängert
worden.
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Der
Rippenwerkstoff, der entsprechend der vorliegenden Erfindung hergestellt
wurde, wird dem Löten wie
vorstehend erwähnt
unterzogen. Der Ausdruck „Löten" nimmt auf ein herkömmliches
Lötverfahren
Bezug, wie zum Beispiel ein Nocolock-Löten (CAB-Verfahren) und ein Vakuumlöten, und
es ist nicht in besonderer Weise beschränkt. Das Nocolock-Lötverfahren
wird besonders unter dem Gesichtspunkt der Produktivität empfohlen.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung kann der Rippenwerkstoff aus einer Al-Legierung zum Löten, welcher
die Eigenschaften, die für
einen Rippenwerkstoff erforderlich sind (wie zum Beispiel mechanische
Festigkeit, Wärmeleitfähigkeit,
elektrische Leitfähigkeit,
opfernde Wirkung zur Verhinderung der Korrosion, Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, Schmelzbeständigkeit der Rippen, Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, Verarbeitbarkeit durch Walzen, Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und Formbarkeit zu einer gewellten Struktur) in ausreichender Weise
erfüllt,
und der imstande ist, ausgedünnt
zu werden, hergestellt werden.
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Die
Menge des in den kristallisierten Materialien enthaltenen Si und
Mn wird bei dem herkömmlicher Weise
verwendeten DC-Gießverfahren
aufgrund der langsamen Kühlgeschwindigkeit
während
des Gießschritts
klein; darüber
hinaus werden die kristallisierten Materialien mit einer kleinen
Anzahl derselben vergröbert.
Dementsprechend werden die meisten Elemente in der festen Lösung, wie
zum Beispiel Fe, Si und Mn in der Matrix abgeschieden, nicht jedoch
in der kristallisierten Phase während
des Glühschritts.
Die abgeschiedene Phase in der Matrix ist eine Verbindung, welche
hauptsächlich
von Si und Mn umfasst wird, und Fe ist in der kristallinen Phase
in einem hohen Anteil beteiligt. Die intermetallische Verbindung,
welche aus Si und Mn zusammengesetzt ist, bildet leicht erneut eine
feste Lösung
während
des Lötschritts,
und dadurch nimmt die Wärmeleitfähigkeit
nach dem Löten
ab. Darüber
hinaus ist die die mechanische Festigkeit verbessernde Wirkung aufgrund
der erhöhten
Dispersion der kristallisierten Materialien bei einem herkömmlichen
DC-Gießverfahren
gering, weil die kristallisierten Materialien vergröbert werden.
Die Beständigkeit
des Rippenwerkstoffs gegenüber
Selbstkorrosion nimmt aufgrund des großen Anteils des Fe in der kristallinen
Phase ebenfalls ab.
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Eine
große
Menge an Mn, Fe und Si lässt
man in der vorliegenden Erfindung fein kristallisieren oder abscheiden,
während
die Art der abgeschiedenen kristallinen Phase durch die Herstellung
der Legierung der Al-Mn-Fe-Si-Reihe mit einer vorgeschriebenen Zusammensetzung
durch ein vorgeschriebenes Her stellungsverfahren kontrolliert wird.
Infolge dessen bildet die intermetallische Verbindung während des
Lötschritts
kaum erneut eine feste Lösung.
Darüber
hinaus werden die Eigenschaften, die für die Ausdünnung des Rippenwerkstoffs
erforderlich sind, in dem Rippenwerkstoff zum Löten verbessert, der gemäß der vorliegenden
Erfindung erhalten wird, wie zum Beispiel die Zugfestigkeit nach
dem Löten,
die Wärmeleitfähigkeit,
die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, die Schmelzbeständigkeit
der Rippen, die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, die Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur. Dementsprechend
ist das Ausdünnen
des Rippenwerkstoffs entsprechend der vorliegenden Erfindung möglich, um
für die
Industrie relevante, bemerkenswerte Wirkungen zu zeigen.
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BEISPIEL
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Die
vorliegende Erfindung wird in näheren
Einzelheiten unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele erläutert, jedoch
ist die Erfindung nicht darauf beschränkt.
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(Beispiel 1)
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Die
Al-Legierung mit der Zusammensetzung, wie in Tabelle 1 gezeigt und
in der vorliegenden Erfindung definiert, wurde geschmolzen, und
die erhaltene, geschmolzene Flüssigkeit
wurde zu einem Blockblech mit einer Breite von 1000 mm durch ein
fortlaufendes Gießwalzverfahren
unter Verwendung einer Doppelwalze mit einem Walzendurchmesser von
880 mm gegossen. Das Blockblech wurde zu einer Rolle aufgewickelt,
und dann wurde sie dem Kaltwalzen unterzogen, um einen Rippenwerkstoff
herzustellen.
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Während des
fortlaufenden Kaltwalzverfahrens wurden die Herstellungsbedingungen,
wie zum Beispiel die Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit,
die Walzendruckbelastung, die Gießgeschwindigkeit, die Dicke
des Blockblechs; die Häufigkeit,
die Temperatur, der Zeitraum des Zwischenglühens in der Mitte des Kaltwalzschritts,
das endgültige
Kaltwalzverhältnis,
und die Dicke des Rippenwerkstoffs verschiedentlich innerhalb der
in der vorliegenden Erfindung definierten Bedingungen verändert, wie
in den Tabellen 2 und 3 gezeigt.
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(Vergleichsbeispiel 1)
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Der
Rippenwerkstoff wurde durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 1
hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Al-Legierung, deren Zusammensetzung
außerhalb
der Definition der vorliegenden Erfindung lag, wie in Beispiel 1
gezeigt, verwendet wurde. Die Herstellungsbedingungen sind in Tabelle
4 gezeigt.
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(Vergleichsbeispiel 2)
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Der
Rippenwerkstoff wurde durch dasselbe Verfahren wie in Beispiel 1
hergestellt, mit der Ausnahme, dass die Herstellungsbedingungen
beim fortlaufenden Gießwalzen
und bei den Kaltwalzschritten außerhalb der Definition der
vorliegenden Erfindung lagen, wie in Tabelle 5 gezeigt.
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(Vergleichsbeispiel 3)
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Die
Al-Legierung mit der in der vorliegenden Erfindung definierten Zusammensetzung,
wie in Tabelle 1 gezeigt, wurde geschmolzen, und die erhaltene,
geschmolzene Flüssigkeit
wurde zu einer Gussplatte mit einer Dicke von 400 nm durch das DC-Gießverfahren
gegossen, gefolgt von einem Aufwickeln zu einer Spule nach dem Heißwalzen,
und das heiß gewalzte
Blech wurde schließlich
zu einem Rippenwerkstoff kalt gewalzt (siehe das Experiment Nr.
29 in Tabelle 5).
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Das
abschließende
Glühen
im Chargenbetrieb wurde bei einer Temperatur durchgeführt, bei
der die Umkristallisation nicht vollständig erfolgt, ausgenommen die
Experimente Nr. 37 und 39.
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Die
Kristalltexturen wurden untersucht, und die Beständigkeit bezüglich des
Durchhängens
wurde bei den Rippenwerkstoffen bewertet, die in Beispiel 1 und
den Vergleichsbeispielen 1 bis 3 hergestellt wurden.
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Die
Kristalltextur wurde beobachtet und unter einem optischen Mikroskop
untersucht.
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Die
Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
wurde durch Messung der durchhängenden
Länge (mm)
nach dem Erhitzen bewertet, indem der Rippenwerkstoff waagrecht
gehalten wurde, so dass die projizierte Länge 50 mm betragen würde, gefolgt
von einem Erhitzen auf 600 °C
für 10
min.
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Darüber hinaus
wurde die Zugfestigkeit und die elektrische Leitfähigkeit
nach dem Erhitzen des Rippenwerkstoffs bei einer Bedingung gemessen,
die einer Lötbedingung
entspricht (600 °C × 4 min),
gefolgt von einer Bewertung der Beständigkeit gegenüber wiederholter
Belastung und der Beständigkeit
gegenüber Selbstkorrosion.
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Die
Zugfestigkeit wurde in Übereinstimmung
mit der JIS Z 2241 gemessen, und die elektrische Leitfähigkeit
wurde in Übereinstimmung
mit JIS H 0505 gemessen.
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Die
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung wurde bewertet durch Messung der Zählung der Wiederholungszahl
vor dem Brechen eines Teststücks,
wobei eine Probe mit einer Breite von 16 mm und einer Länge von
50 mm aus dem Rippenwerkstoff nach dem vorstehenden Erhitzen ausgeschnitten
wurde, und eine Zugbelastung von 5 kgf/mm2 mit
einer Frequenz von 10 Hz aufgebracht wurde.
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Zur
Bewertung der Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion wurde der Gewichtsverlust der Probe durch Korrosion
nach einem 7 Tage dauernden CASS-Test untersucht.
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Darüber hinaus
wurde der Rippenwerkstoff nach dem Kaltwalzen in Streifen mit einer
Breite von 16 mm geschnitten. Die streifenförmigen Proben wurden zu einer
gewellten Gestalt geformt, gefolgt von einem Einbau auf einen Röhrenwerkstoff
mit einer Länge
von 100 mm, und 5-stufige oder 10-stufige Minikerne wurden durch
Löten hergestellt.
Die Schmelzbeständigkeit
der Rippen des 5-stufigen Minikerns wurde durch Mikrobeobachtung
bewertet, während
die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern des 10-stufigen Minikerns durch Beobachtung
mit dem bloßen
Auge bewertet wurde.
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Die
Ergebnisse der Forschung und Bewertung sind in Tabelle 6 gezeigt.
Der Bruch der Rippen, falls er während
des Zusammenbauens des Minikerns auftrat, ist ebenfalls in Tabelle
6 aufgelistet. Der Rest der während
des Kaltwalzschritts gebrochenen Legierung wurde im Labor kalt gewalzt,
um einen Rippenwerkstoff zu bilden, und der erhaltene Rippenwerkstoff
wurde untersucht oder bewertet.
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Wie
aus Tabelle 6 ersichtlich, wurde jede der Proben in den Experimenten
Nr. 1 bis 20 der Beispiele gemäß der vorliegenden
Erfindung während
des Kaltwalzschritts nicht gebrochen, und die Rippenwerkstoffe mit
einer Dicke von 0,1 mm oder weniger konnten hergestellt werden.
Darüber
hinaus wurden fein kristallisierte Materialien oder abgeschiedene
Materialien verteilt, um die faserartige Textur zu bilden, und dabei
waren die Rippenwerkstoffe ausgezeichnet in der Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
der Zugfestigkeit, der elektrischen Leitfähigkeit (Wärmeleitfähigkeit), der Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung (die Anzahl der wiederholten Belastungen
unmittelbar vor dem Bruch) und der Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion
(der durch die Korrosion verminderte Anteil), ohne dass ein Schmelzen
der Rippen oder ein Brechen des Kerns auftrat, sowie ohne Brechen
der Rippen beim Formen zu einer gewellten Struktur zur Herstellung
des Minikerns.
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Andererseits
war unter den Vergleichsbeispielen die Probe im Experiment Nr. 21
mangelhaft in der elektrischen Leitfähigkeit und in der Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion aufgrund eines zu hohen Gehalts an Mn.
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Die
Probe in Experiment Nr. 22 war mangelhaft in der Zugfestigkeit und
der Beständigkeit
gegenüber wiederholter
Belastung aufgrund eines zu geringen Gehalts an Mn. Darüber hinaus
wurde eine große
Menge einer Al-Fe-Verbindung gebildet, die dadurch zu einer mangelhaften
Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion führte.
Darüber
hinaus konnte Si aufgrund des zu geringen Gehalts an Mn nicht in
ausreichendem Maße
abgefangen werden, einhergehend mit einer leichten Abnahme der Schmelzbeständigkeit
der Rippen.
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Teilchen
von mittlerer Größe wurden
gebildet, und die Rippen brachen aufgrund des Verfahrens zum Zusammenbauen
des Kerns in der Probe im Experiment Nr. 23, da der Mn-Gehalt zu
gering war, und außerdem
die Walzendruckbelastung zu gering war, so dass sie eine mangelhafte
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung und eine Beständigkeit gegenüber Rissbildung
im Kern mit einer leicht unterlegenen Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion
zeigten. Darüber
hinaus war die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens und
die Schmelzbeständigkeit
der Rippen ebenfalls mangelhaft aufgrund des Vorhandenseins von
feinen Umkristallisationstexturen.
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Da
der Fe-Gehalt in dem Beispiel von Experiment Nr. 24 zu hoch war,
um eine Kristallisation der Fe-Verbindung als Primärkristall
auszulösen,
brach der Rippenwerkstoff dadurch während des Gießwalzens und
während
der Kaltwalzschritte, und die erhaltenen Rippen brachen während des
Schritts des Zusammenbauens des Kerns. Da darüber hinaus die Kristalle so
fein waren, war die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
mangelhaft, und die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion und die Schmelzbeständigkeit der Rippen waren ebenfalls
mangelhaft.
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Die
Zugfestigkeit, die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung und die elektrische Leitfähigkeit waren in der Probe
des Experiments Nr. 25 mangelhaft, da die abgeschiedene Menge der
Abscheidung der Fe-Reihe aufgrund des zu geringen Gehalts an Fe
abnahm.
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Der
Schmelzpunkt wurde herabgesetzt, und Si kristallisierte in einem
frühen
Stadium aus, um aufgrund eines zu hohen Gehalts an Si zu einer mangelhaften
Schmelzbeständigkeit
der Rippen in der Probe des Experiments Nr. 26 zu führen. Darüber hinaus
verursachten die Primärkristalle
aus Si einen Bruch des Rip penwerkstoffs während des Gießwalzens
und der Kaltwalzschritte, und die Rippen brachen während des
Verfahrens zum Zusammenbauen des Kerns, so dass eine mangelhafte
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, eine mangelhafte elektrische Leitfähigkeit
und Schmelzbeständigkeit
der Rippen die Folge war.
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In
dem Beispiel von Experiment Nr. 27 wurden die Körner aufgrund eines zu geringen
Gehalts an Si vergröbert.
Infolge dessen trat eine Umkristallisationstextur nach dem Löten durch
die verminderte Temperatur der Umkristallisation auf. Als Ergebnis
brachen die Rippen während
des Schritts zum Zusammenbauen des Kerns, darüber hinaus war die Zugfestigkeit
und die elektrische Leitfähigkeit,
ebenso wie die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern jeweils mangelhaft.
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Die
Eigenschaften des Rippenwerkstoffs von Experiment 28 waren darüber hinaus
verschlechtert im Vergleich zu jenen des Experiments Nr. 27, da
der Rippenwerkstoff in Nr. 28 kein Si enthielt; und die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
und die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion waren ebenfalls mangelhaft.
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Als
Ergebnis des Gießens
durch das DC-Verfahren wurde eine geringe Menge an Körnern mit
den vergröberten,
kristallisierten Materialien in der Probe des Experiments Nr. 29
abgeschieden. Darüber
hinaus brachen die Rippen während
des Verfahrens zum Zusammenbauen des Kerns, und die Beständigkeit
bezüglich des
Durchhängens,
die Zugfestigkeit, die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die elektrische Leitfähigkeit, die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, die Schmelzbeständig keit
der Rippen, und die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern waren mangelhaft.
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Das
Kristallkorn wurde in der Probe des Experiments Nr. 30 aufgrund
einer zu geringen Temperatur der geschmolzenen Flüssigkeit
vergröbert.
Infolge dessen brach der Rippenwerkstoff während des Gießwalzens
und der Kaltwalzschritte, und die Rippen brachen während des
Schritts zum Zusammenbauen des Kerns; darüber hinaus waren die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern mangelhaft.
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Die
kristallisierten Materialien wurden aufgrund einer zu hohen Temperatur
der geschmolzenen Flüssigkeit
in der Probe des Experiments Nr. 31 vergröbert. Darüber hinaus war die Menge des
Präzipitats
aufgrund der Primärkristalle
aus Si herabgesetzt. Als ein Ergebnis davon traten derartige Probleme
auf, dass ein Bruch des Materials während des Gießwalzens
und der Kaltwalzschritte sowie ein Bruch der Rippen während des
Schritts zum Zusammenbauen des Kerns auftraten, und dass die Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens,
die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, und die Schmelzbeständigkeit der Rippen und die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern mangelhaft waren.
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Teilchen
von mittlerer Größe traten
in den Proben der Experimente Nr. 32, 33 und 35 auf, da die Walzendruckbelastung
im Experiment Nr. 32 zu gering war, die Gießgeschwindigkeit im Experiment
Nr. 33 zu langsam war, und der Block im Experiment Nr. 35 zu dick
war. Infolge dessen brachen die Rippen während des Verfahrens zum Zusammenbauen
des Kerns, und die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Schmelzbeständig keit der Rippen und die
Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern waren mangelhaft.
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Das
Blockblech konnte im Beispiel des Experiments Nr. 34 nicht erhalten
werden, da die geschmolzene Flüssigkeit
sich nicht aufgrund der zu schnellen Gießgeschwindigkeit verfestigte
(die Walzendruckbelastung war niedrig).
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Das
Glühen
war unzureichend, so dass ein Bruch des Materials während des
Kaltwalzschritts in der Probe des Experiments Nr. 36 auftrat, da
die Temperatur des zweiten Zwischenglühens in der Mitte des Kaltwalzschritts
(des abschließenden
Zwischenglühens)
zu gering war. Darüber
hinaus waren die Zugfestigkeit, die elektrische Leitfähigkeit
und die Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung mangelhaft, aufgrund einer Abnahme der Menge
des Präzipitats.
Darüber
hinaus trat an den Korngrenzen der Umkristallisation eine Abscheidung
aufgrund des Erhitzens zum Löten
auf, und verursachte dadurch eine mangelhafte Beständigkeit gegenüber Selbstkorrosion.
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Die
Umkristallisationstexturen traten durch Vergröberung des Präzipitats
in den Proben des Experiments Nr. 37 und 39 auf, da die Temperaturen
bei dem zweiten Zwischenglühen
(dem abschließenden
Zwischenglühen)
oder dem abschließenden
Glühen
zu hoch waren. Infolge dessen brachen die Rippen während des
Verfahrens zum Zusammenbauen des Kerns, und die Zugfestigkeit, die
Beständigkeit
gegenüber
wiederholter Belastung, die Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, die Schmelzbeständigkeit
der Rippen und die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern waren mangelhaft.
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Das
Material brach während
des Kaltwalzschritts in der Probe des Experiments Nr. 38, da das
endgültige
Walzverhältnis
in dem Kaltwalzschritt zu hoch war. Darüber hinaus war der erhaltene
Rippenwerkstoff ein hartes Material, um einen Bruch der Rippen während des
Verfahrens zum Zusammenbauen des Kerns zu verursachen, während es
zu einer mangelhaften Beständigkeit
bezüglich
des Durchhängens
aufgrund der geringen Umkristallisierungstemperatur führte, da
die Verwindungsenergie als treibende Kraft der Umkristallisierung groß war. Darüber hinaus
war die Schmelzbeständigkeit
der Rippen aufgrund der feinen Umkristallisierungskörner ebenfalls
mangelhaft.
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GEWERBLICHE
ANWENDBARKEIT
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Ein
Rippenwerkstoff zum Löten,
welcher verbesserte Eigenschaften aufweist, die zur Ausdünnung des Rippenwerkstoffs
notwendig sind, wie zum Beispiel die Zugfestigkeit nach dem Löten, die
Wärmeleitfähigkeit, die
Beständigkeit
gegenüber
Selbstkorrosion, die Schmelzbeständigkeit
der Rippen, die Beständigkeit
gegenüber
Rissbildung im Kern, die Beständigkeit
gegenüber
Rippenbrüchen
und die Formbarkeit zu einer gewellten Struktur, kann gemäß dem Herstellungsverfahren
der vorliegenden Erfindung erhalten werden.
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Dementsprechend
ist die vorliegende Erfindung ein Verfahren, das vorzugsweise auf
das Ausdünnen des
Rippenwerkstoffs gerichtet ist, als Antwort auf die Erfordernisse,
einen Wärmeaustauscher
von geringer Größe und leichtem
Gewicht herzustellen.