本發(fā)明涉及一種熱交換器配管用高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金以及由該高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金制造的熱交換器配管。具體而言，涉及一種不僅同時(shí)滿足熱交換器配管用合金所需的強(qiáng)度、耐蝕性以及與強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性，還能夠最小化或避免合金組織在高溫?zé)崽幚砬昂笞冃?，并且?jié)約制造成本的熱交換器配管用高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金以及由該高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金制造的熱交換器配管。

背景技術(shù)：

本發(fā)明涉及一種熱交換器配管用高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金以及由該高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金制造的熱交換器配管。具體而言，涉及一種不僅同時(shí)滿足熱交換器配管用合金所需的強(qiáng)度、耐蝕性以及與強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性，還能夠最小化或避免合金組織在高溫?zé)崽幚砬昂笞冃?，并且?jié)約制造成本的熱交換器配管用高強(qiáng)度高耐蝕性鋁合金以及由此制造的熱交換器配管。

熱交換器用配管是用于汽車、家電產(chǎn)品等的熱交換器中的部件，由考慮到輕量性、高強(qiáng)度以及熱傳導(dǎo)特性的鋁合金材料制作而成。這種由鋁合金構(gòu)成的熱交換器用配管安裝在包括汽車在內(nèi)的運(yùn)輸機(jī)器、家電產(chǎn)品等的熱交換器上，以實(shí)現(xiàn)高效率的熱交換，使其能夠降低運(yùn)輸機(jī)器的燃料消耗或者家電產(chǎn)品等的電力消耗。

根據(jù)用途，熱交換器用配管用于將冷卻水用作冷媒的汽車的散熱器(radiator)、加熱器芯(heater core)、油冷器(oil cooler)以及將R134a用作冷媒的冷凝器(condensor)、蒸發(fā)器(evaporator)等中。這種熱交換器用配管與冷媒直接接觸，因此需要不僅是強(qiáng)度或可擠壓性優(yōu)秀，而且耐蝕性也優(yōu)秀的鋁合金。

已知，以往用作熱交換器用配管的材料的諸如A13003的3000系列鋁合金具有優(yōu)秀的耐蝕特性。然而，當(dāng)實(shí)際采用所述3000系列鋁合金制造熱交換器用配管時(shí)，特別是在450℃以上的高溫下進(jìn)行硬焊接合等加工之后，與初期狀態(tài)相比會形成組織變形相當(dāng)大的狀態(tài)，導(dǎo)致無法滿足熱交換器配管所需的最小拉伸強(qiáng)度90MPa以及最小屈服強(qiáng)度30MPa，而且當(dāng)制造成厚度小于等于0.5mm的薄的熱交換器配管時(shí)，拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降更為明顯。

另一方面，日本公開專利第(平)11-21649號公開了一種鋁合金以及熱交換器擠壓管的制造方法，其用于穩(wěn)定地制造耐蝕性優(yōu)秀的熱交換器用擠壓成型材料。然而，為了提高強(qiáng)度，向所述鋁合金添加有所過量的包括銅(Cu)在內(nèi)的各種合金元素，由此會引發(fā)可擠壓性以及耐蝕性的下降、鑄造時(shí)的熱裂(hot cracking)、應(yīng)力腐蝕開裂(stress corrosion cracking)等問題，從而導(dǎo)致熱交換器擠壓管的品質(zhì)劣化。

另一方面，韓國公開專利第10-2011-0043221號公開了一種能夠最小化或避免合金組織在高溫?zé)崽幚砬昂笞冃蔚匿X合金。然而，所述鋁合金的可擠壓性不足，當(dāng)用由此制作的坯(billet)或者線材(wire rod)擠壓配管時(shí)會頻繁地出現(xiàn)擠壓缺陷，從而大幅降低生產(chǎn)性。

因此，迫切需要一種能夠同時(shí)滿足強(qiáng)度、耐蝕性以及與強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性，特別是在制作成厚度小于等于0.5mm的薄的熱交換器管時(shí)也具備優(yōu)秀的強(qiáng)度和耐蝕性，進(jìn)而最小化或避免合金組織在用于制造熱交換器等成品的高溫?zé)崽幚砬昂笞冃危瑥亩軌虮３制湮镄缘臒峤粨Q器配管用鋁合金。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

所要解決的技術(shù)問題

本發(fā)明的目的在于，提供一種能夠同時(shí)滿足強(qiáng)度、耐蝕性以及與強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性的熱交換器配管用鋁合金。

此外，本發(fā)明的目的在于，提供一種即便制作成厚度小于等于0.5mm的薄的熱交換器管，也具有大于等于111MPa的拉伸強(qiáng)度，并且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗(yàn))下的耐蝕性大于等于1000小時(shí)的熱交換器配管用鋁合金。

并且，本發(fā)明的目的在于，提供一種最小化或避免合金組織在用于制造熱交換器等成品的高溫?zé)崽幚砬昂笞冃?，從而能夠保持其物性的熱交換器配管用鋁合金。

進(jìn)而，本發(fā)明的目的在于，提供一種能夠簡單地制造所述熱交換器配管用鋁合金，從而能夠節(jié)約制造成本的熱交換器配管用鋁合金的制造方法。

解決技術(shù)問題的方案

為了解決所述技術(shù)問題，本發(fā)明提供一種熱交換器配管用鋁合金，其包括0.05至0.5重量％的鐵(Fe)、0.01至0.2重量％的硅(Si)、0.6至1.2重量％的錳(Mn)以及0.15至0.45重量％的銅(Cu)，還包括0.01至0.1重量％的選自鈦(Ti)、鍶(Sr)、鉻(Cr)、鋯(Zr)以及釔(Y)的一種以上的合金元素，余量由鋁(Al)以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)行熱處理后，析出物中面積大于等于2.0μm²的析出物在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在40個(gè)以下，析出物間平均間距是10至40μm，所述析出物間平均間距是，以熱處理后的任意析出物為基準(zhǔn)，其與相鄰并且從面積大于等于2.0μm²的其它析出物中按照由近到遠(yuǎn)的順序所選的10個(gè)析出物之間的距離的平均值。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特征在于，其中，所述析出物中面積大于等于2.0μm²的析出物在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在24個(gè)以下，所述析出物間平均間距是21至40μm。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特征在于，此外，所述析出物包括Al-Fe金屬間化合物、Al-Cu金屬間化合物或者Al-Fe-Mn金屬間化合物，還包括選自Al-Ti金屬間化合物、Al-Sr金屬間化合物、Al-Cr金屬間化合物、Al-Zr金屬間化合物以及Al-Y金屬間化合物的一種以上的金屬間化合物。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特征在于，進(jìn)而，晶粒圓當(dāng)量平均粒徑小于等于50μm。

另一方面，提供一種熱交換器配管，其由所述熱交換器配管用鋁合金制造而成，拉伸強(qiáng)度大于等于111MPa，根據(jù)ASTM G85的SWAAT試驗(yàn)下的耐蝕性大于等于1000小時(shí)。

提供一種熱交換器配管，其特征在于，其中，厚度為0.1至0.5mm。

提供一種熱交換器配管，其特征在于，此外，所述鋁合金的晶粒圓當(dāng)量平均粒徑小于等于50μm，并且即便是經(jīng)過硬焊(brazing)熱處理，也將所述鋁合金的晶粒圓當(dāng)量平均粒徑控制為小于等于70μm。

提供一種熱交換器配管，其特征在于，并且，表面被進(jìn)行熱電弧噴涂(Thermal Arc Spray；TAS)鋅的處理。

另一方面，提供一種熱交換器配管的制造方法，其包括以下步驟：制備鋁合金熔體，所述鋁合金熔體包括0.05至0.5重量％的鐵(Fe)、0.01至0.2重量％的硅(Si)、0.6至1.2重量％的錳(Mn)以及0.15至0.45重量％的銅(Cu)，余量由鋁(Al)以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；在用所述鋁合金熔體進(jìn)行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金，從而制造進(jìn)一步包括0.01至0.1重量％的鈦(Ti)的鋁合金熔體；在用所述鋁合金熔體進(jìn)行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金，從而制造進(jìn)一步包括0.01至0.1重量％的鈦(Ti)的鋁合金熔體；用所述鋁合金熔體制造鋁線材(wire rod)或者鋁坯(billet)；在450至650℃下對所述鋁線材進(jìn)行10至25小時(shí)的熱處理，或者在520至620℃下對所述鋁坯進(jìn)行20小時(shí)至40小時(shí)的熱處理，然后進(jìn)行氣冷；對熱處理后氣冷的所述鋁線材進(jìn)行連續(xù)擠壓，或者在350至550℃下對熱處理后氣冷的所述鋁坯進(jìn)行預(yù)熱之后直接擠壓，從而制造熱交換器配管。

提供一種熱交換器配管的制造方法，其特征在于，其中，進(jìn)一步包括如下步驟：在添加所述Al-Ti-B合金之前，對所述鋁合金熔體進(jìn)行除氣以及異物過濾。

提供一種熱交換器配管的制造方法，其特征在于，此外，進(jìn)一步包括如下步驟：在進(jìn)行所述連續(xù)擠壓或者直接擠壓步驟之后，對所述熱交換器配管的表面進(jìn)行熱電弧噴涂(Thermal Arc Spray；TAS)鋅的處理。

提供一種熱交換器配管的制造方法，其特征在于，并且，進(jìn)行連續(xù)鑄造壓延或者連續(xù)鑄造時(shí)的所述鋁合金熔體的溫度為750至900℃。

發(fā)明效果

本發(fā)明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過合金元素的最佳組合以及精密控制的混合比來實(shí)現(xiàn)極為優(yōu)秀的效果，即能夠同時(shí)滿足強(qiáng)度、耐蝕性以及與強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性，即便制作成厚度小于等于0.5mm的薄的熱交換器管，也能夠具有大于等于111MPa的拉伸強(qiáng)度，并且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗(yàn))下的耐蝕性大于等于1000小時(shí)。

此外，本發(fā)明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過晶粒微細(xì)化以及對金屬間化合物等析出物的大小和分布的精密控制來實(shí)現(xiàn)優(yōu)秀效果，即進(jìn)一步提高耐蝕性，并且最小化或避免合金組織在用于制造熱交換器等成品的高溫?zé)崽幚砬昂笞冃?，從而保持其物性?/p>

并且，本發(fā)明涉及的熱交換器配管用鋁合金的制造方法與現(xiàn)有方法相比，實(shí)現(xiàn)優(yōu)秀效果，即能夠簡單且單純地制造所述熱交換器配管用鋁合金，從而能夠降低鋁合金制造單價(jià)。

附圖說明

圖1是本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的用鋁合金制造熱交換器配管的工藝流程圖。

圖2是概略地示出通過本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的制造工藝制造的熱交換器配管的相關(guān)實(shí)施例的示意圖。

圖3是本發(fā)明涉及的實(shí)施例1的鋁合金和比較例13的鋁合金在熱處理之前的SEM照片。

圖4是本發(fā)明涉及的實(shí)施例1的鋁合金和比較例13的鋁合金在熱處理之后的SEM照片。

圖5是示出對本發(fā)明涉及的實(shí)施例1的鋁合金進(jìn)行熱處理前后的析出物分布的示意圖。

具體實(shí)施方式

下面，對本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例進(jìn)行詳細(xì)說明。然而，本發(fā)明并不局限于在此說明的實(shí)施例，可以實(shí)現(xiàn)為其它形式。倒不如說，提供在此介紹的實(shí)施例是為了使公開的內(nèi)容徹底并且完整，同時(shí)將本發(fā)明的思想充分地傳達(dá)給本領(lǐng)域的技術(shù)人員。

本發(fā)明涉及熱交換器配管用高強(qiáng)度及高耐蝕性鋁合金。

所述鋁合金包括鐵(Fe)、硅(Si)、錳(Mn)、銅(Cu)以及鈦(Ti)的合金元素，余量由鋁(Al)以及其它不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

所述合金元素中的鐵(Fe)以Al-Fe金屬間化合物的形式存在于基體(Matrix)內(nèi)。此外，錳(Mn)、硅(Si)、銅(Cu)等合金元素共存時(shí)，則以Al-Mn-Fe、Al-Mn-Fe-Si、Al-Fe-Cu等金屬間化合物的形式存在。

所述Al-Fe系金屬間化合物的作用在于，在用所述鋁合金制造熱交換器配管的工序中進(jìn)行熱處理時(shí)，大部分被析出而抑制晶粒的生長，即，通過晶粒微細(xì)化，不僅提高所述熱交換器配管的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度，而且特別是在為了制作熱交換器而硬焊(Brazing)接合鋁配管時(shí)，避免或最小化拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的降低。

優(yōu)選，所述鐵(Fe)的含量可以是0.05至0.5重量％，更加優(yōu)選，可以是0.15至0.35重量％。其中，所述鐵(Fe)的含量小于0.05重量％時(shí)，則會使晶粒微細(xì)化以及拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的提升效果甚微，相反，超過0.5重量％時(shí)，則會使金屬間化合物變得粗大，使得所述鋁合金的耐蝕性和可擠壓性同時(shí)大幅降低。

所述合金元素中的硅(Si)的作用在于，與鋁(Al)、鐵(Fe)、錳(Mn)等形成金屬間化合物，從而使在擠壓工序中形成的各種再結(jié)晶組織微細(xì)化，其結(jié)果，減小所述鋁合金在擠壓加工溫度下的變形阻力，從而提高所述鋁合金的可擠壓性。

此外，Al-Fe-Si系金屬間化合物的作用在于，在為了制作熱交換器而硬焊接合鋁配管時(shí)，阻礙晶界移動(dòng)以抑制晶粒粗大化，從而避免或最小化鋁配管的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的降低。

優(yōu)選，所述硅(Si)的含量可以是0.01至0.2重量％。其中，所述硅(Si)的含量小于0.01重量％時(shí)，則會減少錳(Mn)等的固溶量，從而大幅降低用所述鋁合金制造的鋁錠的經(jīng)濟(jì)性，相反，超過0.2重量％時(shí)，則會使鋁合金的耐蝕性以及可擠壓性同時(shí)大幅降低。

所述合金元素中的錳(Mn)是有利于提高所述鋁合金耐蝕性的合金元素，其以微細(xì)的Al₆Mn金屬間化合物的形式分布于鋁基體中，從而發(fā)揮提高鋁的腐蝕電位的功能，而且對提升一定程度的強(qiáng)度也產(chǎn)生積極影響。

優(yōu)選，所述錳(Mn)的含量可以是0.6至1.2重量％。其中，所述錳(Mn)的含量小于0.6重量％時(shí)，則會使所述鋁合金的耐蝕性提升幅度不足，相反，超過1.2重量％時(shí)，則不僅會使所述鋁合金的耐蝕性提升幅度不大，而且還明顯地降低所述鋁合金的擠壓生產(chǎn)性。

作為所述合金元素的銅(Cu)與錳(Mn)同樣地固溶于鋁(Al)中以提高所述鋁合金的腐蝕電位，其作用在于，在提高所述鋁合金的耐蝕性的同時(shí)，與鐵(Fe)一同以金屬間化合物的形式存在，通過晶粒微細(xì)化來提高所述鋁合金的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度。

優(yōu)選，所述銅(Cu)的含量可以是0.15至0.45重量％。其中，所述銅(Cu)的含量小于0.15重量％時(shí)，則會使所述鋁合金的拉伸強(qiáng)度和耐蝕性不足，相反，超過0.45重量％時(shí)，則會因金屬間化合物的粗大化導(dǎo)致可擠壓性和耐蝕性同時(shí)大幅降低。

作為所述合金元素的鈦(Ti)的熔點(diǎn)為1800℃，高于其它合金元素鐵(Fe)的熔點(diǎn)1540℃、銅(Cu)的熔點(diǎn)1084.5℃，因此以二硼化鋁鈦(AlTiB₂)的桿(rod)等形式添加，并作為Al-Al₃Ti-TiB₂等Al-Ti金屬間化合物形式的微細(xì)析出物均勻地存在于鋁合金內(nèi)。

由此，所述Al-Ti金屬間化合物發(fā)揮如下作用，即進(jìn)一步縮小決定所述鋁合金晶粒大小的析出物間距，其結(jié)果，通過晶粒微細(xì)化進(jìn)一步提高所述鋁合金的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度。通過如此縮小析出物間距，實(shí)現(xiàn)能夠?qū)⒕Я５钠骄睆娇刂圃诖蠹s10至40μm的優(yōu)秀效果。

添加有鈦(Ti)的鋁合金能夠?qū)崿F(xiàn)上述的通過Al-Ti析出物實(shí)現(xiàn)的晶粒微細(xì)化，因此即便為提高所述鋁合金的拉伸率而在更高的溫度下或者更長的時(shí)間內(nèi)進(jìn)行熱處理，其拉伸強(qiáng)度的降幅也遠(yuǎn)低于未添加鈦(Ti)的鋁合金，因此其拉伸率遠(yuǎn)高于未添加鈦(Ti)且具有相同拉伸強(qiáng)度的鋁合金的拉伸率，通過如此提高的拉伸率，容易對所制造的鋁配管進(jìn)行擴(kuò)管、縮管、彎曲等加工，從而能夠抑制加工部的優(yōu)先腐蝕。

優(yōu)選，所述鈦(Ti)的含量可以是0.01至0.3重量％，更加優(yōu)選，可以是0.01至0.1重量％。其中，所述鈦(Ti)的含量小于0.01重量％時(shí)，則會使晶粒微細(xì)化效果以及由此實(shí)現(xiàn)的所述鋁合金的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度的提升幅度不足，相反，超過0.3重量％時(shí)，則會因金屬間化合物的粗大化導(dǎo)致所述鋁合金的可擠壓性大幅降低。另一方面，可以用鍶(Sr)、鉻(Cr)、鋯(Zr)、釔(Y)等來替代所述鈦(Ti)。

關(guān)于本發(fā)明涉及的鋁合金，在熱處理后，包括Al-Fe金屬間化合物、Al-Cu金屬間化合物、Al-Fe-Mn金屬間化合物、Al-Ti金屬間化合物、Al-Sr金屬間化合物、Al-Cr金屬間化合物、Al-Zr金屬間化合物、Al-Y金屬間化合物等的析出物中，面積大于等于2.0μm²的析出物可以在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在40個(gè)以下，優(yōu)選為24個(gè)以下，析出物間平均間距可以是10至40μm，優(yōu)選為21至40μm，所述析出物間平均間距的定義是，在熱處理后以面積大于等于2.0μm²的任意析出物為基準(zhǔn)，其與相鄰并且從面積大于等于2.0μm²的其它析出物中按照由近到遠(yuǎn)的順序所選的10個(gè)析出物之間的距離的平均值。

其中，在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)，存在超過40個(gè)的面積大于等于2.0μm²的析出物，并且所述析出物間平均間距小于10μm、即所述面積大于等于2.0μm²的多個(gè)析出物相鄰分布時(shí)，則會使所述各個(gè)析出物的腐蝕反應(yīng)引起的消失部分和相鄰的其它析出物的腐蝕反應(yīng)引起的消失部分相連，導(dǎo)致因腐蝕引起的整個(gè)消失部分急劇增加。其結(jié)果，會因上述的連接作用導(dǎo)致本來不會因腐蝕而消失的部分也發(fā)生消失的現(xiàn)象，從而整個(gè)消失面積會大幅擴(kuò)大。相反，在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)，面積大于等于2.0μm²的析出物間平均間距超過40μm時(shí)，則會使晶粒變得粗大而降低機(jī)械特性以及耐蝕性。

通過如上所選的合金元素的最佳組合以及精密控制的這些合金元素之間的混合比實(shí)現(xiàn)的晶粒微細(xì)化，本發(fā)明涉及的鋁合金達(dá)到能夠同時(shí)滿足拉伸強(qiáng)度、耐蝕性以及與拉伸強(qiáng)度存在沖突關(guān)系的可擠壓性，即便制作成厚度小于等于0.5mm的薄的熱交換器管，也能夠具有大于等于111MPa的拉伸強(qiáng)度，并且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗(yàn))下的耐蝕性大于等于1000小時(shí)，實(shí)現(xiàn)極為優(yōu)秀的效果。

此外，本發(fā)明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過晶粒微細(xì)化以及對金屬間化合物等析出物的大小和分布的精密控制來實(shí)現(xiàn)優(yōu)秀效果，即進(jìn)一步提高耐蝕性，并且最小化或避免合金組織在為制造熱交換器成品而進(jìn)行硬焊(brazing)熱處理前后，變形，從而保持其物性。

圖1是本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的用鋁合金制造熱交換器配管的工藝流程圖。

如圖1所示，本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的鋁合金以及鋁配管的制造工藝可以包括如下的步驟a)至步驟e)。

a)制備鋁合金熔體，其包括規(guī)定含量的鐵(Fe)、硅(Si)、錳(Mn)以及銅(Cu)，余量由鋁(Al)以及其它不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；

b)在用所述鋁合金熔體進(jìn)行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金；

c)通過連續(xù)鑄造壓延法，用所述鋁合金熔體制造鋁線材(wire rod)；

d)在450至650℃下對所述鋁線材進(jìn)行10至25小時(shí)的熱處理，然后進(jìn)行氣冷；

e)對熱處理后氣冷的所述鋁線材進(jìn)行定型擠壓，從而制造熱交換器配管。

本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的熱交換器配管的制造方法可以進(jìn)一步包括如下步驟：在步驟a)之后對鋁合金熔體進(jìn)行除氣以及異物過濾。其中，優(yōu)選在步驟a)和步驟b)之間進(jìn)行所述除氣以及異物過濾步驟。其原因在于，如果在步驟b)之后進(jìn)行所述除氣以及異物過濾步驟，則會使Al-Ti金屬間化合物與氣體一同脫漏。

如之前所述，在步驟b)中添加的Al-Ti-B合金產(chǎn)生的Al-Ti析出物在基體(matrix)內(nèi)均勻分布，從而縮小決定晶粒大小的析出物間距，其結(jié)果通過晶粒微細(xì)化，能夠提高鋁合金的拉伸強(qiáng)度等機(jī)械強(qiáng)度。因此，本發(fā)明涉及的熱交換器配管的制造方法并不需要額外的晶粒微細(xì)化工序，所以制造工藝簡單，并且節(jié)約制造成本。

另一方面，在所述步驟c)中，應(yīng)用于所述連續(xù)鑄造壓延的所述鋁合金熔體的溫度優(yōu)選為750至900℃。如此限定應(yīng)用于所述連續(xù)鑄造壓延的熔體的注入溫度的理由是，得到金屬間化合物固溶體，即具有致密的微細(xì)組織的鑄件。

其中，所述鋁合金熔體的注入溫度超過900℃時(shí)，則會發(fā)生鑄件的微細(xì)組織變得粗大的問題，相反，低于750℃時(shí)，則會發(fā)生因所述熔體的流動(dòng)性不足而無法致密地填滿鑄?？臻g的欠鑄(Miss Run)現(xiàn)象。

此外，在所述步驟c)中，通過連續(xù)鑄造壓延法制造的鋁線材的直徑可以根據(jù)由此制造的熱交換器配管的規(guī)格而不同，例如，可以是8至15mm。

可以用直接擠壓法來代替所述連續(xù)擠壓法，這時(shí)，并非通過連續(xù)鑄造壓延工藝來制造鋁線材，而是通過連續(xù)鑄造(continuous casting)工藝等，用所述鋁合金熔體來制造成鋁坯(billet)的形式。可以在520至620℃下對所述鋁坯進(jìn)行20小時(shí)至40小時(shí)的均質(zhì)化熱處理后進(jìn)行氣冷，并且可以在350℃至550℃下對熱處理后氣冷的所述鋁坯進(jìn)行預(yù)熱之后直接擠壓，從而制造熱交換器配管。

用于制造所述熱交換器配管的直接擠壓法是將用鋁合金制造的鋁坯不連續(xù)地投入到擠壓機(jī)內(nèi)，從而制造熱交換器配管。進(jìn)行這種直接擠壓時(shí)，對所述鋁坯施加的熱能和擠壓所帶來的剪切能會使一定量的、以固溶于鋁基體中的狀態(tài)存在的諸如錳(Mn)、銅(Cu)的合金元素以及金屬間化合物擴(kuò)散到晶體界面而析出。

這種析出現(xiàn)象的程度會根據(jù)擠壓速度以及剪切能而不同，因此當(dāng)采用不連續(xù)地投入鋁坯的直接擠壓法來生產(chǎn)熱交換器配管時(shí)，會因在正投入的坯的后端區(qū)域和隨后投入的坯的前端區(qū)域相接的部位所發(fā)生的所述析出現(xiàn)象的程度不同而使合金組織變化，結(jié)果，在所述相接的部位會發(fā)生電位差腐蝕。

因此，當(dāng)通過連續(xù)鑄造工藝制造鋁坯以制造熱交換器配管時(shí)，所述坯內(nèi)部的錳(Mn)、銅(Cu)等大部分合金元素以固溶于鋁基體中的狀態(tài)存在，所以優(yōu)選在進(jìn)入擠壓工序之前進(jìn)行恰當(dāng)?shù)木|(zhì)熱處理。

另一方面，在所述步驟d)中，通過對所述鋁線材進(jìn)行熱處理，實(shí)現(xiàn)形成鋁合金的合金元素的均勻化或者除去偏析等不均勻組織，其結(jié)果，能夠?qū)崿F(xiàn)鋁合金物性的均勻化并且抑制部分腐蝕以及晶間腐蝕。

此外，優(yōu)選，在所述步驟e)中進(jìn)行連續(xù)擠壓時(shí)，擠壓速度可以是大約100mpm。所述連續(xù)擠壓是利用剪應(yīng)力(shear stress)的擠壓法，要求一定水準(zhǔn)以上的擠壓速度，擠壓速度低時(shí)會引發(fā)所制造的配管的表面不良或者物性降低。

如果所述熱交換器配管需要最大極限的耐蝕性，則本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的熱交換器配管的制造工藝可以進(jìn)一步包括如下步驟：在進(jìn)行所述步驟e)之后，對熱交換器配管的表面進(jìn)行熱電弧噴涂鋅處理。所述熱電弧噴涂鋅處理賦予犧牲陽極效果，從而能夠進(jìn)一步提高熱交換器配管的耐蝕性。

圖2是概略地示出通過本發(fā)明的一實(shí)施例涉及的制造工藝制造的熱交換器配管的相關(guān)實(shí)施例的示意圖。

如圖2所示，本發(fā)明涉及的熱交換器配管40可以具有用于移動(dòng)冷媒的一個(gè)以上的流路41合并的結(jié)構(gòu)，并且拉伸強(qiáng)度大于等于111MPa，機(jī)械強(qiáng)度優(yōu)秀。此外，通過形成所述熱交換器配管的鋁合金的晶粒微細(xì)化，所述熱交換器配管即便被制造成厚度為0.1至0.5mm的薄配管，也能夠避免或最小化拉伸率降低，因此容易進(jìn)行擴(kuò)管、縮管、彎曲等后續(xù)加工，并且能夠抑制后續(xù)加工之后加工部位的優(yōu)先腐蝕。

所述熱交換器配管的厚度小于0.1mm時(shí)，則會在所述熱交換器的工作過程中因冷媒的壓力而破損，相反，厚度大于0.5mm時(shí)，則會降低熱交換效率或增加熱交換器的重量，并且會使擴(kuò)管、縮管、彎曲等后續(xù)加工難以進(jìn)行。

此外，構(gòu)成所述熱交換器配管的鋁合金的晶粒圓當(dāng)量平均粒徑大約小于等于50μm，并且即便在為制造熱交換器而進(jìn)行硬焊熱處理的情況下，也能夠?qū)⒕ЯA當(dāng)量平均粒徑控制在小于等于70μm。進(jìn)而，所述熱交換器配管在根據(jù)ASTM G85的SWAAT試驗(yàn)下的耐蝕性大于等于1000小時(shí)，不僅遠(yuǎn)比用現(xiàn)有的鋁合金制造的熱交換器配管優(yōu)秀，而且還不需要額外進(jìn)行所述鋁合金的晶粒微細(xì)化工序，從而具有制造工藝簡單且節(jié)約制造成本的優(yōu)秀效果。

實(shí)施例

1、制造例

通過連續(xù)鑄造壓延法，用各種鋁合金(750～900℃)分別制造鋁線材，并以線圈形式卷繞在繞線筒上，所述各種鋁合金包括如下面的表1所示的含量的合金元素，余量由鋁以及其它不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。其中，關(guān)于合金元素中鈦(Ti)的添加，在實(shí)施例1至7以及比較例1至6、8至12中，在進(jìn)行連續(xù)鑄造壓延之前將Al-Ti-B合金添加到了鋁合金熔體中，相反，在比較例13中，同時(shí)添加了Ti和其它合金元素。

此外，為了對所述各種鋁線材進(jìn)行均質(zhì)化處理，按照在450至650℃下保持10至25小時(shí)之后進(jìn)行氣冷的順序進(jìn)行熱處理后，實(shí)現(xiàn)了如下面的表1所示的微細(xì)組織特性。

然后，采用連續(xù)擠壓法，以100mpm的擠壓速度將經(jīng)過熱處理的鋁線材分別制造成外徑為7mm、厚度為0.5mm的鋁配管。其中，對于各個(gè)鋁配管均在610℃下進(jìn)行了20分鐘的硬焊模擬處理，以評價(jià)其耐蝕性。

【表1】

-特性1：在經(jīng)過熱處理的鋁合金中面積大于等于2.0μm²的析出物最密集的部分，直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在的面積大于等于2.0μm²的析出物的數(shù)量

-特性2：在經(jīng)過熱處理的鋁合金中面積大于等于2.0μm²的析出物最密集的部分，面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距

-特性3：在熱處理之前，鋁合金的晶粒圓當(dāng)量平均粒徑

-特性4：在熱處理之后，鋁合金的晶粒圓當(dāng)量平均粒徑

2、物性評價(jià)

1)拉伸強(qiáng)度以及可擠壓性的評價(jià)

根據(jù)ASTM E8評價(jià)了拉伸強(qiáng)度，至于可擠壓性，如果能夠以100mpm的擠壓線速度進(jìn)行擠壓工序，則評價(jià)為良好，如果無法進(jìn)行擠壓工序，則評價(jià)為不良。評價(jià)結(jié)果如下面的表2所示。

2)耐蝕性的評價(jià)

通過根據(jù)ASTM G85的SWAAT試驗(yàn)評價(jià)了耐蝕性。具體而言，向4.2重量％的NaCl溶液添加冰醋酸，將pH維持在2.8至3.0，并在49℃的溫度下以0.07MPa的壓力以及1至2ml/hr的噴霧量，將其噴霧到配管樣品上，由此測定了耐腐蝕的最大時(shí)間。評價(jià)結(jié)果如下面的表2所示。

【表2】

如所述表2所示，本發(fā)明涉及的實(shí)施例1至11的鋁配管在進(jìn)行熱處理之后也能夠同時(shí)實(shí)現(xiàn)111MPa的高拉伸強(qiáng)度、SWAAT評價(jià)時(shí)的大于等于1000小時(shí)的優(yōu)秀的耐蝕性以及優(yōu)秀的可擠壓性。這是因?yàn)椋绫?和圖3、圖4所示，即便對鋁合金進(jìn)行熱處理之后，晶粒的膨脹也得以最小化，特別是如表1和圖5所示，在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在的面積大于等于2.0μm²的析出物的數(shù)量為40個(gè)以下，這些彼此平均相隔10至40μm，因此耐蝕性進(jìn)一步提高。

相反，合金元素中鐵(Fe)的含量極其微量并且面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過大的比較例1中，晶粒微細(xì)化效果甚微，使得拉伸強(qiáng)度不足，相反，鐵(Fe)的含量過多并且面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過近的比較例2中，由于金屬間化合物的粗大化，可擠壓性以及耐蝕性同時(shí)大幅降低。

此外，合金元素中銅(Cu)的含量極其微量的比較例3中，拉伸強(qiáng)度以及耐蝕性不足，相反，銅(Cu)的含量過多的比較例4中，耐蝕性大幅降低。

并且，合金元素中錳(Mn)的含量極其微量并且面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過大的比較例5中，耐蝕性極為不足，相反，錳(Mn)的含量過多并且在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在的面積大于等于2.0μm²的析出物的數(shù)量過多的比較例9中，耐蝕性和可擠壓性大幅降低。

進(jìn)而，合金元素中硅(Si)的含量過多并且面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過近的比較例6中，耐蝕性大幅降低。

另一方面，合金元素中未添加鈦(Ti)的比較例7中，面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過大，晶粒的微細(xì)化效果甚微，使得拉伸強(qiáng)度以及耐蝕性大幅降低，相反，過量添加鈦(Ti)的比較例8中，由于形成了粗大的金屬間化合物，耐蝕性反而大幅降低。

此外，雖包含適量的合金元素，卻因熱處理?xiàng)l件導(dǎo)致面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過近的比較例10中，耐蝕性大幅降低，相反，面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過大的比較例11中，拉伸強(qiáng)度大幅降低，而在直徑為100μm的圓的單位面積內(nèi)存在的面積大于等于2.0μm²的析出物的數(shù)量過多的同時(shí)面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過近的比較例12中，耐蝕性大幅降低。

此外，比較例13中并未在鑄造之前添加合金元素Ti，而是與其它合金元素同時(shí)添加，使得面積大于等于2.0μm²的析出物間的平均間距過大，并且如圖3以及圖4所示，熱處理之后晶粒過度地膨脹，導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度以及耐蝕性大幅降低。

以上參照本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例進(jìn)行了說明，然而本領(lǐng)域的技術(shù)人員可在不脫離權(quán)利要求書中所記載的本發(fā)明的思想以及領(lǐng)域的范圍內(nèi)對本發(fā)明進(jìn)行各種修改以及變更。因此，如果變形的實(shí)施例基本上包括本發(fā)明的權(quán)利要求中的構(gòu)成要素，則應(yīng)當(dāng)視為屬于本發(fā)明的技術(shù)范疇之內(nèi)。