具有非常高强度的超级抗弛垂和抗熔化的散热片材料

摘要

本发明提供了一种AlMn带或板的生产方法，所述AlMn带或板用于通过钎焊制造部件，也提供了通过所述方法得到的产品。所述方法特别涉及到用于热交换器的薄尺寸散热片材料。轧制平板是由熔体生产的，所述熔体包含：＜0.3％的Si、≤0.5％的Fe、≤0.3％的Cu、1.0-2.0％的Mn、≤0.5％的Mg、≤4.0％的Zn、≤0.5％的Ni、≤0.3％的选自IVb、Vb或VIb族元素的各种元素，以及不可避免的杂质元素，和作为余量的铝，其中热轧前将热轧平板在低于550℃的预热温度下预热，以控制弥散体颗粒的数量和尺寸，并且将预热的轧制平板热轧成热的带。随后该带冷轧至具有至少90％的总压缩率的带，接着将冷轧带热处理，以得到冷轧条件下屈服应力值的50-90％的0.2％屈服应力值，该屈服应力值在100-200MPa范围内。或者也可以通过双辊带式铸造来生产所述的带。用熔体组成来调整整个工艺过程中微观结构的发展，以给出所期望的钎焊后的性能以及和适当的交货性能相结合的钎焊期间的性能。特别是高钎焊后强度，并结合钎焊期间好的抗弛垂性和对液芯渗透的低敏感性，也用于薄带和慢速钎焊周期，以及在散热片成形前的交货条件下相对好的成形性。

说明书

技术领域

本发明涉及一种AlMn带或板的生产方法，所述AlMn带或板通过钎焊 生产部件，还涉及了通过所述方法得到的产品。特别地，该方法涉及了用 于热交换器的散热片材料。

为汽车市场制造轻质零件是当今的一个挑战。因此大量的研究针对通 过使用更薄的带来减轻热交换器的重量，所述带不会牺牲反而通常改进其 他产品和制造性能。为了做到这点，需要创造比目前使用的合金具有更高 的钎焊后强度，但仍具有足够腐蚀性能的新材料。对于散热片，这意味着 它们通常应当通过具有与热交换器的其他部件相比更低的腐蚀电位而以牺 牲的方式与热交换器的其他部件配对。散热片强度的增加必须在现代的 CAB炉中得以实现，这限制了某些之前用于真空钎焊的带中的合金元素如 Mg的使用。散热片带必须易于制造者处理，并且形成散热片的带在钎焊前 总是轻微变形，这给交货条件下的成形性提出一些要求。散热片带总是薄 的(50-200μm)并且切成窄条交货，这使其在完全软化退火时，非常难以 处理。因此，带经常在成形性受到限制的半硬化条件下交货。

为了达到较高的钎焊后强度水平，且不危害钎焊性能，如抗弛垂性、 在钎焊期间的抗液芯渗透性，或由带形成散热片时所需要的成形性，是相 当复杂的。只有新材料一致满足这些要求，才允许使用具有高钎焊后强度 的更薄的散热片，从而与目前使用的产品相比减低了重量。在近几年，当 使用薄的复合散热片时，会出现严重的液芯渗透的问题，特别是使用慢速 钎焊加热周期时。

背景技术

从EP 1918394中已知的以前的一个方法中，轧制平板是由包含下列组 分的熔体生产的：0.3-1.5％的Si，≤0.5％的Fe，≤0.3％的Cu，1.0-2.0％的 Mn，≤0.5％的Mg，≤4.0％的Zn，≤0.3％的选自IVb、Vb或VIb族的各种元 素，以及不可避免的杂质元素，和作为余量的铝，其中热轧前将热轧平板 在低于550℃的预热温度下预热，以控制弥散体颗粒的数量和尺寸，并且随 后将预热的轧制平板热轧成热的带。散热片带的后钎焊强度和抗弛垂性， 以及由该带制成的钎焊部件的抗腐蚀性都很高。

其它用于生产适于钎焊的带的方法的例子可以在例如SE 510272、US  6743396和US 4235628中得知。

对于钎焊的热交换器，在散热片、管、板和顶盖这些不同的部件有必 要选择不同的合金，以避免由于牺牲散热片对管和板的穿透腐蚀。这经常 是通过将散热片与Zn合金化，以降低其腐蚀电位至与其它部件相比适当的 水平而实现的。这样做的结果是用于管和板的材料中通常添加Mn和Cu， 其目的是提高其腐蚀电位。这是该散热片的最佳组成和加工与管或板的加 工过程完全不同的原因之一。然而根据目前已知的方法，通常导致当制造 商需要降低尺寸时，特别是当使用慢速钎焊周期时，铝带在某些应用中的 性能是不足的。这特别是适用于优良的抗弛垂性和对液芯的低敏感性，当 与高的钎焊后强度以及由带生产散热片所需要的成形性相结合时。

发明内容

本发明的目的是铝带，该铝带在钎焊后具有非常高的强度和优异的钎 焊性能，如钎焊期间高抗弛垂性和对于液芯渗透的低敏感性，以及在交货 带条件下好的成形性能。所述带主要意欲是通过CAB钎焊生产的，但也可 以通过真空钎焊生产的用于热交换器上的薄的复合散热片。

上述目的可以通过根据独立权利要求1、2和4所述的抗弛垂带和根据 独立权利要求13、14和16所述的生产抗弛垂带的方法实现。通过从属权 利要求限定实施方案。根据本发明的抗弛垂带适用于生产包含由所述抗弛 垂带制造的散热片的热交换器。

所述抗弛垂带是通过浇铸包含下列组分的熔体生产的：

＜0.3％，优选＜0.25％，最优选低于0.20％的Si，

≤0.5％的Fe，

≤0.3％的Cu，

1.0-2.0％的Mn，

≤0.5％，优选≤0.3％的Mg，

≤4.0％的Zn，

≤0.5％的Ni，

≤0.3％的选自IVb、Vb或VIb族的各种形成弥散体的元素，和不可避 免的杂质元素，每种最多为0.05％，总量最多为0.15％，余量为铝，以得到 芯锭。所述锭在低于550℃，优选400-520℃，更优选400-500℃，最优选 为高于430℃至最高达500℃的温度下预热，以形成弥散体颗粒，接着和钎 焊合金一起热轧以得到复合带。随后以芯材料的至少90％，优选＞95％的 总压缩率冷轧所述带，没有使材料再结晶的中间退火，得到具有第一屈服 应力值的带，随后通过热处理至交货状态，其目的是通过回火使该材料软 化而没有带合金的任何再结晶，以这样一种方式得到具有第二屈服应力值 的带，该第二屈服应力值比冷轧后直接得到的第一屈服应力值低10-50％， 优选低15-40％，以及处于为100-200MPa，更优选为120-180MPa，最优选 为140-180MPa的0.2％屈服应力范围内。将钎焊合金在预热步骤之前或之 后直接提供在芯锭上。这可以优选在热轧步骤之前、预热之前或之后，通 过将钎焊合金的锭贴附或装配至芯锭上来进行。然而，也可以根据其他已 知的方法添加钎焊合金。

该抗弛垂带也可以通过浇铸具有与上述相同的组成的熔体来生产，以 得到芯锭。所述芯锭在低于550℃，优选400-520℃，更优选400-500℃， 最优选为高于430℃至最高达500℃的温度下预热，以形成弥散体颗粒，且 随后热轧至芯带。所述芯带随后和钎焊合金的带一起冷轧，以得到复合带。 继续冷轧以致在冷轧期间得到的芯带的总压缩率为至少90％，没有任何使 得材料再结晶的中间退火，并得到具有第一屈服应力值的带。随后热处理 该冷轧带至交货状态，其目的是通过回火使该材料软化而没有带合金的任 何再结晶，以这样一种方式得到具有第二屈服应力值的带，该第二屈服应 力值比冷轧后直接得到的第一屈服应力值低10-50％，优选低15-40％，以及 处于为100-200MPa，更优选为120-180MPa，最优选为140-180MPa的0.2％ 屈服应力范围内。

或者可以通过双辊带式浇铸具有与上述相同的组成的熔体来生产抗弛 垂带。将刚浇铸的带(as-cast strip)冷轧成中间尺寸的材料，随后退火以形 成弥散体颗粒。接着冷轧该中间尺寸的材料至最终尺寸的散热片原料材料， 其是以芯材料的至少60％，优选高于80％，更优选高于90％，且最优选高 于95％的轧制压缩率进行的，没有使材料再结晶的中间退火，以获得具有 第一屈服应力值的散热片原料材料。随后将散热片原料材料热处理至交货 交货状态，其目的是通过回火使该材料软化而没有带合金的任何再结晶， 以这样一种方式得到具有第二屈服应力值的带，该第二屈服应力值比在步 骤d)中冷轧后直接得到的第一屈服应力值低10-50％，优选低15-40％，以 及处于为100-200MPa，更优选为120-180MPa，最优选为120-160MPa的 0.2％屈服应力范围内。在冷轧至中间尺寸之前或之后，将钎焊合金提供在 芯带上，例如钎焊合金带可以被轧制覆盖至具有上述组成的双辊轧制芯材 料上或者可以在双辊过程中共同浇铸。

根据本发明得到的材料获得在钎焊之后非常高的强度，并独特地结合 优异的钎焊性能，例如在钎焊期间高的抗弛垂性和对液芯渗透非常低的敏 感性，以及在交货状态下优良的成形性。特别地，当用于薄的复合散热片 的应用时，该材料是独特的。该散热片材料的腐蚀电位可以通过控制添加 锌而相对于热交换器的其他部分例如管加以调节，使得管可以通过牺牲散 热片材料得到保护。该材料可以通过任何钎焊方法，特别是可控气氛钎焊 方法(CAB)来制造产品。

若希望，该抗弛垂带也可以被至少一层附加的(第三)层覆盖，例如 附加的钎焊合金、商业上纯铝合金或包含0.6-6.5％的Si的铝合金的层。

附图说明

图1所示为装配有用于弛垂性测试的样品的设备，其使用35mm的悬 臂梁长度。

图2所示为在使用慢速和快速钎焊周期时，仅在钎焊覆盖层熔化之前， 固溶体中的Si与来自钎焊覆盖层的Si从带表面模拟扩散至芯铝基质中的距 离的函数。该芯材料初始包含0.25％的Si。在铝基质中更低的Si含量是由 于一些Si被束缚在Al(MnFe)Si颗粒中。

图3a)和b)所示为根据本发明的DC-铸造材料和双辊轧制材料的制造路 线。

图4所示为在钎焊周期C之后，钎焊接缝处最糟糕情况的外观。

具体实施方式

本发明将在下文借助某些实施例来进行详细描述。这些实施例不被视 为限制本发明，通过附加权利要求书明确本发明的范围。

另外，所有在本发明中出现的化学组分是以重量的形式给出的。

本发明涉及一种铝带和生产所述铝带的方法。在钎焊之后，该铝带具 有非常高的强度，并结合非常优异的钎焊性能，如钎焊期间高的抗弛垂性 和对液芯渗透的非常低的敏感性，以及在交货带条件下优良的成形性能。 所述带主要意欲作为薄的复合散热片，应用于通过CAB钎焊生产的热交换 器中，但也可以应用于通过真空钎焊生产的热交换器中。

在钎焊期间，无法避免覆盖层旁边的芯有少量的局部熔化，这是因为 Si从钎焊覆盖层扩散至芯中。这个现象(在此称之为液芯渗透)在钎焊期 间降低了材料的强度，并且使得钎焊产品易于腐蚀。已发现在根据现有技 术的复合散热片带是薄的或者在钎焊中使用长钎焊周期或高温时，Si从钎 焊材料扩散至芯中会导致晶界局部熔化进入带厚度的重要部分。

已发现，使用电脑模拟在芯厚度为100μm且Si在芯里的含量为0.25％ 的情况下，熔化不会严重影响芯，即使在使用慢速钎焊周期时(9分钟，从 500℃到577℃)。这是因为在芯中心处Si的含量不会增长至高于熔化的限 制，即高于0.4％。这将在表2中阐述，显示慢速钎焊周期和快速钎焊周期 (在此情况下2分钟，从500℃到577℃)的电脑模拟结果。清楚地显示在 快速钎焊周期的情况下，芯中心即尽可能远离在钎焊覆盖层和芯之间的界 面处的Si含量是最低的。

根据本发明的生产抗弛垂AlMn带的方法包括，由包含下列组分(以 重量百分数)的熔体生产轧制板：＜0.3％，优选＜0.25％，最优选低于0.20％ 的Si，≤0.5％的Fe，≤0.3％的Cu，1.0-2.0％的Mn，≤0.5％的Mg，≤4.0％的 Zn，≤0.5％的Ni，≤0.3％的选自IVb、Vb或VIb族的各种元素，这些元素 的总和≤0.5％，和不可避免的杂质元素，每种最多为0.05％，总量最多为 0.15％，余量为铝。在热轧之前，将轧制板在低于在低于550℃，优选 400-520℃，更优选400-500℃，甚至更优选为高于430℃至最高达500℃的 温度下预热，以控制弥散体颗粒的数量和尺寸(颗粒是从过饱和的固溶体 中沉淀出来的)。随后将预热的轧制板热轧至热的带。带厚度的总热轧高度 压缩率通常为＞95％。所述热的带的出口尺寸在2-10mm的范围内。在热轧 之后或在冷轧厚度大于0.5mm时，可以将带退火。随后将该带冷轧成为总 压缩率为至少90％，优选高于95％，最优选至少97.5％的带，没有导致材 料再结晶的中间退火。冷轧在没有任何导致再结晶的中间退火下进行，这 确保了在材料中得到和保持适量的变形，这因为铝合金的组成所以是可能 的。随后对冷轧带进行热处理，以得到屈服应力值，该值是在冷轧条件下 (未完全软化退火)的屈服应力值的50-90％，至100-200MPa，更优选 120-180MPa，最优选140-180MPa范围内的0.2％屈服应力值。对于所述热 处理的具体条件，例如温度和持续时间，取决于例如之前变形的程度，但 可以轻易地由本领域技术人员确定。然后该带材料的微观结构包括颗粒数 密度在1×10⁶至20×10⁶，优选1.3×10⁶至10×10⁶，最优选1.4×10⁶至7×10⁶个颗粒/mm²的范围内，颗粒的等效直径在50-400nm的范围内。这些细小 的颗粒大多数是在热轧前的预热期间产生的。颗粒密度可以由常规方法确 定，例如借助例如与扫描电子显微镜连接的图像分析系统。

作为上述方法的替代，可以通过连续浇铸将相同的合金组分铸造成带， 例如通过EP 1250468中所述的双辊带式铸造。然后用钎焊衬垫覆盖带的一 侧或两侧，例如通过环境结合。这可以在刚铸造的条件下或在某些冷轧之 后完成。将带进一步轧制，以形成中间尺寸的制品，接着退火，在中间尺 寸的制品再结晶之后，以至少60％，优选高于80％，更优选高于90％，且 最优选高于95％的轧制压缩率再一次冷轧，没有任何中间再结晶退火，以 获得最终尺寸的散热片原料材料，该材料具有第一屈服应力值。冷轧在没 有任何导致再结晶的中间退火下进行，这确保了在材料中得到和保持适量 的变形，这因为铝合金的组成所以是可能的。将散热片原料材料热处理至 交货状态，其目的是通过回火使该材料软化而没有带合金的任何再结晶， 以这样一种方式得到具有第二屈服应力值的带，该第二屈服应力值比第二 次冷轧后直接得到的值低10-50％，优选低15-40％，因而所得的0.2％屈服 应力处于100-200MPa，更优选为120-180MPa，最优选为130-170MPa的范 围内。对于所述热处理的具体条件，例如温度和持续时间，取决于例如之 前变形的程度，但可以容易地由本领域技术人员确定。然后该带材料具有 的微观结构包括直径在50-400nm的范围内的颗粒，其数密度在1×10⁶至 20×10⁶，优选1.3×10⁶至10×10⁶，最优选1.4×10⁶至7×10⁶个颗粒/mm²的范 围内。这些颗粒大多数是在中间退火时产生的。

冷轧结束后的带的典型厚度低于0.15mm，优选低于0.10mm，最优选 低于0.08mm。该材料仅具有回火状态，例如H22、H24状态或H26状态(应 变硬化，分别再次退火到1/4，1/2和3/4硬度)所期望的性能。采用有待相 应调节的温度，在带材卷或在连续退火炉中作为再退火来实施退火处理。

本发明主要基于在整个加工过程中用于调整微观结构发展的熔体的组 成，以给出所期望的钎焊后性能和钎焊期间性能，并结合适当的带的交货 性能。本发明特别关注的是高的钎焊后强度，结合钎焊期间好的抗弛垂性 能及对液芯渗透的低敏感性，以及在散热片成形前交货条件下相对好的成 形性。钎焊后0.2％屈服应力值至少为60MPa，且通常为约70MPa。当根据 实施例2所定义测量带的厚度小于0.1mm时，材料的抗弛垂性为≤25mm， 更优选为≤20mm，最优选为≤15mm。钎焊期间没有发生严重的液芯渗透。 作为断裂延展率A_50mm测量的成形性通常高于3％。由于在交货前，材卷总 是被切成相当窄的带，所有机械性能是在轧制方向上测量和定义的。这些 优异的性能尤其是加工过程的结果，包括冷轧至最终尺寸，没有任何中间 退火，以及结合了如上述的具体组成。

当大量的小颗粒延迟了再结晶的驱动压力时，高度的变形提高了驱动 力。驱动力随着轧制压缩率，特别是冷轧压缩率的提高而提高，但是将会 随着最终回火退火期间的恢复而降低。这种类型的合金在交货条件下和加 工期间的强度与驱动力成比例。应该用和阻碍再结晶的延迟压力成比例的 颗粒数密度控制和平衡小颗粒的数密度。定量地控制驱动力和延迟压力对 于在上述不同阶段得到好的材料性能是极度重要的。这通过使用本发明所 述的铝合金和如图3a和3b图示的方法步骤获得：

1)量化的小的弥散体颗粒的控制析出步骤。这是在DC线路的热轧之 前，及在双辊铸造线路的第一中间退火期间

2)高的冷轧压缩率大于在导致再结晶的最后一次退火步骤后的最小值

3)最终尺寸的带的最终回火退火不会导致再结晶

通过将组成和方法控制在本发明请求保护的范围内，提供材料性能的 高再现性。

根据本发明得到的材料获得在钎焊之后非常高的强度，并独特地结合 优异的钎焊性能，例如在钎焊期间高的抗弛垂性和对液芯渗透非常低的敏 感性，以及在交货状态下良好的成形性。特别地，当用于薄的复合散热片 的应用时，该材料是独特的。该散热片材料的腐蚀电位可以通过控制添加 锌而相对于热交换器的其他部分例如管加以调节，使得管可以通过牺牲散 热片材料得到保护。该材料可以通过任何钎焊方法，特别是可控气氛钎焊 方法(CAB)来制造产品。

在弥散体颗粒和固溶体中的Mn会提高钎焊后强度。此外，可控数目 的颗粒中的Mn有益于控制抗弛垂性和对液芯渗透的敏感性，这是因为这些 颗粒控制了钎焊加热期间导致大的再结晶晶粒形成的再结晶过程。根据本 发明提供的至少1.0％到至多2.0％的熔体Mn含量保证了根据本发明的带的 强度。如果Mn含量为至少1.3％以及最大1.8％，甚至更优选如果Mn含量 在1.4％至1.7％之间，可以可靠地得到优化的性能。

Fe具有不良影响，主要因为它增加了在固化过程中形成大的金属间成 分颗粒的风险。这就限制了材料中Mn的量及其使用。因此限制其到0.5％， 优选到0.3％。

Si降低Mn的溶解性，产生结合Mn的高密度弥散体颗粒。这促进了高 强度和良好的抗弛垂性。有些Si也存在于固溶体中。在固溶体中和弥散体 颗粒中，Si都增加强度。过高含量的Si增加钎焊期间液芯渗透的风险。在 根据现有技术的技术中，在芯中过低含量的Si降低钎焊后强度，例如EP 1918394公开了为获得所期望的强度需要最小含量为0.3％的Si。然而，根 据本发明，已发现即使Si的含量低于0.3％也能够保持强度。通常，Si的含 量低于0.3％会增加材料的成本，主要因为可以用于其制造的可回收碎片的 量明显降低了。然而，通过本方法可得到的性能结合上根据本发明的材料 的组成，通常超过成本提高的缺点，尤其是对于薄覆盖层的应用。因此， 芯中的Si含量应为＜0.3％，优选为＜0.25％，最优选为＜0.20％的Si，以使 钎焊期间的局部芯熔化的危害最小化。

通过向本发明的合金中添加元素周期表中IVb、Vb或VIb族元素或这 些元素的组合，可以进一步提高强度和抗弛垂性，这是因为这些元素中的 某些会提高细小弥散体颗粒的数密度。为了避免固化时形成粗组分颗粒， 这些弥散体形成元素各自的含量应该低于0.3％，且这些元素的总量≤0.5％。 这些颗粒对于根据本发明生产的带的成形性和强度有负面的影响。IVb、Vb 或VIb族元素的含量应当优选在0.05-0.2％的范围内。优选将≤0.3％、优选 0.05-0.2％、更优选0.1-0.2％的Zr用作选自这些族的弥散体形成元素。此外， 与Mn和Fe联合，Cr会导致非常粗的组分颗粒。因此，在根据本发明使用 的合金中，如果加入Cr，则必须降低Mn含量。

在根据本发明使用的合金中，Cu含量被限制在至多为0.3％，优选低于 0.1％。Cu提高强度，但是也导致在散热片材料中所不期望的正的腐蚀电位。 在钎焊的热交换器中，正的腐蚀电位限制了与其他材料结合的可能性。另 外，随着Cu含量增加，使得腐蚀性能，特别是晶间腐蚀恶化。

在根据本发明使用的合金中可以加入少量的Mg，作为增加强度的元 素。然而，鉴于Mg对CAB中的可钎焊性有很强的负面影响，镁的含量被 限制在至多为0.5％，优选低于0.3％，最优选低于0.1％。这进一步增加了 在钎焊温度下材料初熔的危险。

可以添加Zn以降低散热片材料的腐蚀电位，因此通过牺牲散热片，对 管提供阴极保护。通过在散热片中使用可调节的Zn含量，管和散热片之间 的腐蚀电位差可以针对每一个应用选择到一个适当的水平。所用的Zn含量 通常限制在4.0％，且更优选为0.5-2.8％。

为了避免轧制中的问题，Sn的量应该优选保持在低于0.009％。

为了钎焊根据本发明生产的带，如果带的一面或两面被覆盖，在每一 面上用为带的总厚度的0.3％至20％作为覆盖层厚度，可以有利于机械强度。 相关的合金可以是，例如，基于Al-Si(Si为7-13％)的典型的钎焊合金， 比如AA4343、AA4045或AA4047，也可以是基于商业上纯铝合金的典型 的保护覆层(AA1XXX，Si为0-0.5％)以及这些合金的变体(Si为0.5-7％ 或Si为0.6-6.5％)，比如具有1％、2％、3％、4％、5％或6％的Si含量的铝 合金。在这种情况中，覆盖层优选通过轧制施加。

实施例

材料经过DC铸造，接着在低于550℃下预热，热轧至4mm，且冷轧 至不同的最终厚度。在H14条件下的材料(70HSi)以0.115mm的中间尺 寸被完全软化退火。

在钎焊之前的屈服应力和伸长率值，以及不同条件下的抗弛垂性和液 芯渗透的危害，以及钎焊后强度在表3-5中显示。H14(立即退火和最终冷 轧)交货状态的钎焊后强度明显低于其它的。

根据厚度和材料中的Si含量将材料标记。为50LSi和70LSi。50和70 表示以微米的尺寸，且LSi表示低硅，0.16％。选择50MSi、70MSi和70HSi 作为参照(M表示中硅，～0.5％，H表示高硅，0.78％Si)。所述材料在H24 下退火，除了70HSi，其在H14下退火。表1所示为样品的组成。

表1.用于芯和钎焊覆盖层的合金组成

实施例1

在上述材料上实施使用不同钎焊周期的钎焊模拟。

将样品成形为散热片，且在稀释后在裸露的AA3003板上钎焊。为了 模拟钎焊周期中不同的钎焊速度，测试两个不同的钎焊周期，并显示在表2 和图4中。深色的曲线表示快速周期，且浅色的曲线表示和典型的冷凝钎 焊周期相应的慢速周期。经钎焊的样品被横切并研究。将接缝的品质分级， 并评估钎料渗透到芯的量(见表3)。发现的钎料金属渗透的量被分级为： 多或少。

●在慢速周期中，50LSi材料比50MSi材料的钎料金属芯渗透的区域 更少。

●在70LSi和70MSi材料中，发现在散热片芯内部的钎料金属的区域 非常少。

●在70MSi材料中，发现钎料金属芯渗透的区域很多。

钎料金属渗透是一种在钎焊中可能发生弛垂问题的指示。图4显示了 在慢速钎焊周期之后，最糟糕的钎焊接缝的外观。

表2.用于钎焊模拟实验的钎焊周期

表3.在钎焊期间钎料金属芯渗透的量

  快速钎焊周期 慢速钎焊周期 50LSi 少 少 50MSi 少 多 70LSi 少 少 70MSi 少 少 70HSi 多 多

实施例2

通过下列方法测量根据慢速钎焊周期模拟的钎焊样品的抗弛垂性：材 料装配在图1所示的特殊的设备中。样品横截轧制的方向被切成15mm宽， 且沿着轧制方向至少为90mm长。设备中装配四个样品。悬臂梁的长度为 35mm，且悬臂梁的自由端位于测量台表面上54mm。

将设备置于烤箱中，根据慢速钎焊周期升高温度。在600℃最后渗透之 后立即将样品移除。

表4显示含有0.16％Si的材料的抗弛垂性比含有0.5％Si的参照样品的 抗弛垂性要好很多。

表4.弛垂性，35mm的悬臂梁长度

实施例3

表5显示在交货条件下以及在用快速钎焊周期模拟钎焊之后实施的拉 力测试。结果显示在交货条件下，对于所给定的厚度，最高强度是由硅含 量低的样品得到的。

表5.在钎焊模拟之前或之后，取自带中间的样品的拉力测试结果。