专利名称：铝合金钎焊板的制作方法
技术领域：
本发明涉及汽车用热交换器等所使用的耐熔蚀性优异的铝合金钎焊板。
背景技术：
对于汽车用热交换器等所使用的铝合金钎焊板，要求有良好的耐熔蚀性(对于熔融钎料的侵蚀的耐久性)。至今为止，具有Al-Si-Mn-Cu系芯材的钎焊板中，例如专利文献 1所述，通过不进行芯材的均质化处理而抑制Mn和Si的固溶元素的析出，使钎焊加热后的芯材晶粒粗大化，使耐熔蚀性提高。另外，为了使钎焊后强度提高，在芯材中添加Mg。专利文献1特开2004-17116号公报然而，在把Mg添加到芯材中的钎焊板中，根据制造工序中的热处理条件，有Mg-Si 系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物生成的情况，因此，只凭借现有的手法，在提高耐熔蚀性上还不充分。
发明内容
本发明鉴于这点而做，其课题在于，提供一种铝合金钎焊板，即使是在芯材中添加 Mg的情况下，也能够既维持钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性等，又能够使耐熔蚀性提
尚ο为了解决前述的课题，本发明的铝合金钎焊板，是在芯材的至少一侧的面，包覆有 Al-Si系或Al-Si-ai系钎料的钎焊板，其构成为，所述芯材含有Si :0. 3 1.0质量％、Mn 0. 6 2. 0 质量％、Cu :0. 3 1. 0 质量％、Mg :0. 15 0. 5 质量％、Ti :0. 05 0. 25 质量％， 余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu 系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上。根据这一构成，铝合金钎焊板使芯材中以规定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能够的提高钎焊后强度、钎焊性、成形性，并且，通过使芯材以规定量含有Ti，能够提高耐腐蚀性。另外，在钎焊加热时钉扎移动晶界，使再结晶延迟的粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度为规定以上，由此能够使钎焊加热后的芯材晶粒粗大化，减少熔融钎料侵蚀的优先点。另外，本发明的铝合金钎焊板，是在芯材的一侧的面包覆Al-Si系或Al-S i-Si系钎料，在所述芯材的另一侧的面包覆有牺牲阳极材的铝合金钎焊板，其构成为，所述芯材含有 Si 0. 3 1. 0 质量％、Mn :0. 6 2. 0 质量％、Cu :0. 3 1. 0 质量％、Mg :0. 15 0. 5 质量％、Ti 0. 05 0. 25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2 以上。根据这一构成，铝合金钎焊板使芯材中以规定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能够的提高钎焊后强度、钎焊性、成形性，并且，通过使芯材以规定量含有Ti，能够提高耐腐蚀性。另外，在钎焊加热时钉扎移动晶界，使再结晶延迟的粒径低于0. 5μπι的金属间化合物的密度为规定以上，由此能够使钎焊加热后的芯材晶粒粗大化，减少熔融钎料侵蚀的优先点。
为了解决前述的课题，本发明的铝合金钎焊板是在芯材的至少一侧的面包覆有 Al-Si系或Al-Si-ai系钎料的铝合金钎焊板，其构成为，所述芯材含有Si :0. 3 1. 0质量％、Mn 0. 6 2. 0 质量％、Cu :0. 3 1. 0 质量％、Mg :0. 15 0. 5 质量％、Ti :0. 05
0.25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材内部的粒径1. 0 μ m以上的Mg-Si 系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。根据这一构成，铝合金钎焊板使芯材中以规定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能够的提高钎焊后强度、钎焊性、成形性，并且，通过使芯材以规定量含有Ti，能够提高耐腐蚀性。另外，将钎焊加热时作为再结晶核起作用的粒径1. Ομπι以上的金属间化合物的密度规定在既定范围，能够使钎焊加热后的芯材晶粒粗大化，减少熔融钎料侵蚀的优先点。另外，本发明的铝合金钎焊板，是在芯材的一侧的面包覆Al-Si系或Al-Si-Si系钎料，在所述芯材的另一侧的面包覆有牺牲阳极材的铝合金钎焊板，其构成为，所述芯材含有 Si 0. 3 1. 0 质量 ％、Mn :0. 6 2. 0 质量 ％、Cu :0. 3 1. 0 质量 ％、Mg :0. 15 0. 5 质量％、Ti :0. 05 0. 25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材内部的粒径
1.0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/ mm2。根据这一构成，铝合金钎焊板使芯材中以规定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能够的提高钎焊后强度、钎焊性、成形性，并且，通过使芯材以规定量含有Ti，能够提高耐腐蚀性。另外，将钎焊加热时作为再结晶核起作用的粒径1. Ομπι以上的金属间化合物的密度规定在既定范围，能够使钎焊加热后的芯材晶粒粗大化，减少熔融钎料侵蚀的优先点。根据本发明的铝合金钎焊板，即使在具有Mg添加芯材的情况下，也能够实现耐熔蚀性的提高。
具体实施例方式以下，对于本发明的实施方式的铝合金钎焊板详细地进行说明。(芯材)芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、 Mg 0. 15 0. 5质量％、Ti :0. 05 0. 25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。另外， 芯材其内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上。或者，芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、1% 0. 15 0. 5质量％、Ti :0. 05 0. 25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成。 另外，芯材其内部的粒径1. Oym以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。(芯材中的Si :0. 3 1. 0质量％ )Si与Mg共存而形成Mg2Si,使钎焊后强度提高。但是，若Si低于0.3质量％，则提高钎焊后强度的效果小，如果Si超过1. 0质量％，则芯材的固相线温度降低，钎焊时芯材熔融。因此，芯材中所含有的Si的量在上述范围内。(芯材中的Mn :0· 6 2. 0质量％ )Mn形成Al-Mn-Si系金属间化合物，使钎焊后强度提高。但是，如果Mn低于0. 6质量％，则提高钎焊后强度的效果小，如果Mn超过2. 0质量％，则铸造时所形成的粗大的金属间化合物的量增加，成形性降低。因此，芯材中所含有的Mn的量在上述范围内。(芯材中的Cu :0· 3 1. 0质量％ )Cu固溶而使钎焊后强度提高。但是，如果Cu低于0. 3质量％，则提高钎焊后强度的效果小，如果Cu超过1.0质量％，则芯材的固相线温度降低，在钎焊时芯材熔融。因此， 芯材中所含有的Cu的量在上述范围内。(芯材中的Mg :0· 15 0. 5质量％ )Mg与Si共存而形成M&Si，使钎焊后强度提高。但是，若Mg低于0. 15质量％，则提高钎焊后强度的效果小，如果Mg超过0. 5质量％，则在钎焊加热时到达助焊剂中的Mg量增加，助焊剂的功能受损，因此钎焊性降低。因此，芯材中所含有的Mg的量在上述范围内。(芯材中的Ti :0· 05 0. 25质量％ )Ti在合金中形成Ti-Al系化合物，呈层状分散。该Ti-Al系化合物使电位高，因此腐蚀形态层状化，向厚度方向的腐蚀(点蚀)难以进展，耐腐蚀性提高。但是，如果Ti低于0. 05质量％，则腐蚀形态无法层状化，因此提高耐腐蚀性的效果小，如果Ti超过0. 25质量％，则粗大的金属间化合物形成，成形性降低。因此，芯材中所含有的Ti的量在上述范围内。(芯材中的不可避免的杂质)还有，芯材中即使含有例如Cr 0. 2质量％以下、Zr :0. 2质量％以下、Zn :0. 2质量％以下、！^e :0. 3质量％以下(均超越0质量％)的不可避免的杂质，也不会妨碍本发明的效果。(粒径低于0.5 μ m的金属间化合物的密度10000个/mm2以上。)实施方式的铝合金钎焊板，芯材内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、 Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上。还有，所谓金属间化合物的粒
径是当量圆直径。芯材中的粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物，在钎焊加热时钉扎移动晶界，使再结晶延迟。即，若粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的数量多，则钎焊加热时的晶粒生长慢，因此钎焊加热后的芯材晶粒粗大。另一方面，若粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的数量少， 则例如在600°C的钎焊加热的进行时，钉扎被解除，晶粒生成急速进展，因此钎焊加热后的芯材晶粒微细。在此，芯材结晶晶界一般会成为熔融钎料侵蚀(熔蚀)的优先点。因此，如果芯材晶粒粗大，则结晶晶界的体积率降低，熔蚀难以发生，如果芯材晶粒微细，则熔蚀容易发生。在此，粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度为10000个/mm2以上时，移动晶界的钉扎充分，芯材晶粒粗大。因此，构成熔融钎料侵蚀的优先点的晶界的体积率降低，因此， 耐熔蚀性提高。另一方面，如果粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度低于10000个/mm2， 则移动晶界的钉扎不充分，芯材晶粒微细。因此，构成熔融钎料侵蚀的优先点的晶界的体积率增加，所以耐熔蚀性降低。(粒径LOym以上的金属间化合物的密度低于5000个/mm2)实施方式的铝合金钎焊板，芯材内部的粒径1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。还有，所述金属间化合物粒径为当量圆直径。粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物，在钎焊加热时作为再结晶核发挥作用。S卩，若粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物的数量多，则钎焊加热时的再结晶增加，因此钎焊加热后的芯材晶粒微细。另一方面，若粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物的数量少，则钎焊加热时的再结晶减少，因此钎焊加热后的芯材晶粒粗大。在此，芯材结晶晶界一般会成为熔融钎料侵蚀(熔蚀)的优先点。因此，如果芯材晶粒粗大，则晶界的体积率变小，熔蚀难以发生，如果芯材晶粒微细，则熔蚀容易发生。在此，如果粒径1. 0 μ m以上的金属间化合物的密度低于5000个/mm2，则再结晶核少，芯材晶粒粗大。因此，构成熔融钎料侵蚀的优先点的晶界的体积率降低，所以耐熔蚀性提高。另一方面，如果粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物的密度为5000个/mm2以上，则再结晶核多，芯材晶粒微细。因此，构成熔融钎料侵蚀的优先点的晶界的体积率增加，所以耐熔蚀性降低。还有，芯材内部的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度，例如能够以如下方式测量沿ST方向(厚度)从两面研磨芯材的L-LT面(轧制面)直至芯材中央部，以透射型电子显微镜(TEM)进行观察测量。(粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度的控制条件)实施方式的铝合金钎焊板的芯材内部的金属间化合物的粒径、密度，能够通过如下方式控制在钎焊板的制造工序中，使热轧后的卷取温度为规定温度，并且在热轧后进行规定条件下的退火1次以上。具体情况如下。(热轧的卷取温度)热轧的卷取温度低于360°C。即，热轧后的卷取温度为360°C以上时，在卷取后的冷却时金属化合物生长、粗大化，粒径低于0. 5μπι的金属间化合物减少，因此粒径低于 0. 5 μ m的金属间化合物的密度达不到10000/mm2以上，并且耐熔蚀性也降低。(退火条件)另外，热轧后的退火条件为，退火温度为200°C以上、450°C以下，退火合计时间为 Ih以上、IOh以下，冷却速度超过30°C /h。退火温度低于200°C时，应变的去除不充分，钎焊加热前的蓄积应变变大。因此，钎焊加热时的再结晶核增大，钎焊加热后的芯材晶粒微细，耐熔蚀性降低。另外，如果退火温度超过450°C，则退火时金属间化合物的固溶被促进，粒径低于0. 5μπι的金属间化合物减少，因此粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度达不到10000个/mm2以上，并且耐熔蚀性也降低。另外，如果退火合计时间低于Ih时，则应变的去除不充分，钎焊加热前的蓄积应变变大。因此，钎焊加热时的再结晶核增大，钎焊加热后的芯材晶粒微细，耐熔蚀性降低。另外，如果退火合计时间超过IOh时，则金属间化合物生长、粗大化，粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物减少，因此粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度达不到10000个/mm2以上，并且耐熔蚀性也降低。另外，如果冷却速度为30°C /h以下，则在冷却过程中所通过的温度区域，冷却时金属间化合物仍生长、粗大化，粒径低于0. 5μπι的金属间化合物减少，因此粒径低于 0. 5 μ m的金属间化合物的密度达不到10000个/mm2以上，并且耐熔蚀性也降低。
(粒径1.0 μ m以上的金属间化合物的密度的控制条件)实施方式的铝合金钎焊板的芯材内部的金属间化合物的粒径、密度，能够以如下方式控制在钎焊板的制造工序中，使热轧后的卷取温度为规定温度，并且热轧后在规定条件下进行退火1次以上。具体情况如下。(热轧的卷取温度)热轧的卷取温度低于360°C。即，热轧后的卷取温度为360°C以上时，在卷取后的冷却时金属化合物生长、粗大化，粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物增加，因此粒径Ι.Ομπι 以上的金属间化合物的密度无法低于5000个/mm2，并且耐熔蚀性也降低。(退火条件)另外，热轧后的退火条件为，退火温度为200°C以上、400°C以下，退火合计时间为 Ih以上、IOh以下，在150 200°C范围内的升温度速度为20°C /h以上。退火温度低于200°C时，应变的去除不充分，所以钎焊加热前的蓄积应变变大。因此，钎焊加热时的再结晶核增大，钎焊加热后的芯材晶粒微细，耐熔蚀性降低。另外，如果退火温度超过400°C，则退火时金属间化合物生长、粗大化，粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物增加，因此粒径1. 0 μ m以上的金属间化合物的密度无法低于5000个/mm2，并且耐熔蚀性也降低。另外，如果退火合计时间低于Ih时，则应变的去除不充分，钎焊加热前的蓄积应变变大。因此，钎焊加热时的再结晶核增大，钎焊加热后的芯材晶粒微细，耐熔蚀性降低。另外，如果退火合计时间超过IOh时，则金属间化合物生长、粗大化，粒径1. Ομπι以上的金属间化合物增加，因此粒径1. 0 μ m以上的金属间化合物的密度无法低于5000/mm2，并且耐熔蚀性也降低。另外，如果在150 200°C范围内的升温度速度低于20°C /h,则在升温时金属间化合物生长、粗大化，粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物增加，因此粒径Ι.Ομπι以上的金属间化合物的密度无法低于5000/mm2，并且耐熔蚀性也降低。还有，无论哪种情况下，若在热轧后均不进行退火，则由冷轧导入材料的蓄积应变变多。因此，钎焊加热时的再结晶核增大，钎焊加热后的芯材晶粒微细，因此耐熔蚀性降低。(芯材的制造方法)芯材的制造方法没有特别限定。例如能够通过使用前述的合金，对芯材用铝合金进行铸锭，以规定的铸造温度铸造后，以规定温度对铸块进行规定时间的均质化热处理来制造。(钎料)作为钎料，使用Al-Si系合金或Al-Si-Si系合金，包覆在芯材的至少一侧的面。作为钎料的具体组成成分的例子，可列举如下的组成成分。(钎料在Al-Si系合金中，Si4 12质量％ )如果Si低于4质量％，则液相率变低，钎焊不充分，如果Si超过12质量％，则粗大的初晶Si发生，在成形加工时产生裂纹。因此，作为钎料使用Al-Si系合金时，优选Si 在上述范围内。(钎料在Al-Si-Si系合金中，Si4 12质量％和Zn :1 7质量％ )为了使钎焊的电位变低而使钎料具有牺牲阳极效果，也可以使用在Al-Si系合金中添加Si的Al-Si-Si系合金。但是，Si低于1质量％时，电位变低的程度小，牺牲防腐不充分，如果Si超过7质量％，则Si在钎料积存部浓缩，成为优先腐蚀点。因此，作为钎料使用Al-Si-Si系合金时，优选使Si和Si在上述范围内。(钎料的不可避免的杂质)还有，钎料例如含有Cr :0. 1质量％以下，Fe :0. 3质量％以下(均超过0质量％ ) 的不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。(钎料的制造方法)钎料的制造方法没有特别限定。例如能够通过使用前述的合金，对钎料用铝合金进行铸锭，以规定的铸造温度铸造后，以规定温度对铸块进行规定时间的均质化热处理来制造。(牺牲阳极材)在芯材的一侧的面包覆有钎料时，也可以为在另一侧的面包覆牺牲阳极材的结构。作为该牺牲阳极材，能够使用Al-Si系合金、Al-Si-Zn系合金、Al-Mg-Si-Zn系合金。 作为牺牲阳极材的具体的组成成分的例子，可列举如下组成成分。(牺牲阳极材在Al-Si系合金中，Zn0. 5 5. 0质量％ )Si使牺牲阳极材的电位变低而使之具有牺牲阳极效果。但是，Si低于0. 5质量％ 时，牺牲防腐效果不充分，如果Si超过5. 0质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此不能确保充分的耐腐蚀性。因此作为牺牲阳极材使用Al-Zn 系合金时，优选使Si在上述范围内。(牺牲阳极材在Al-Si-Si系合金中，Si0. 1 1.0质量％和&1 :1.0 6.0质
量％)Si发挥提高牺牲阳极材的强度的作用。但是，Si低于0. 1质量％时，使强度提高的效果不充分，如果Si超过1.0质量％，则牺牲阳极材的固相线温度降低，钎焊加热时熔融。另外，Si低于ι. ο质量％时，牺牲防腐效果不充分，如果Si超过6. ο质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此不能确保充分的耐腐蚀性。因此作为牺牲阳极材使用Ai-si-ai系合金时，优选使Si和ai在上述范围内。(牺牲阳极材在Al-Mg-Si-Zn系合金中，Mg:1. 0 4. 0质量％、Si :0. 1 1. 0质量％及&1:1.0 6.0质量％)Mg与Si共存而形成Mg2Si,使钎焊后强度提高。但是，Mg低于1.0质量％时，提高钎焊后强度的效果不充分，如果Mg超过4. 0质量％，则牺牲阳极材的固相线温度降低，在钎焊加热时熔融。另外，Si低于0. 1质量％时，使强度提高的效果不充分，如果Si超过1. 0质量％，则牺牲阳极材的固相线温度降低，钎焊加热时熔融。另外，Si低于1.0质量％时，牺牲防腐效果不充分，如果Si超过6. ο质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此不能确保充分的耐腐蚀性。因此作为牺牲阳极材使用Al-Mg-Si-Zn 系合金时，优选使Mg、Si和Si在上述范围内。还有，牺牲阳极材并不受这些限定，此外也可以使用Al-Si-Mn-Si系、Al-Mg-Zn 系。另外，因为本发明涉及钎料从芯材侧向芯材侵蚀(熔蚀)的钎焊板，所以不受牺牲阳极材的合金种类影响。(牺牲阳极材的不可避免的杂质)
还有，牺牲阳极材例如含有Cr 0. 1质量％以下，Zr :0. 2质量％以下、Fe :0. 3质量％以下(均超过0质量％)的不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。(牺牲阳极材的制造方法)牺牲阳极材的制造方法没有特别限定。例如能够通过使用前述的合金，对牺牲阳极材用铝合金进行铸锭，以规定的铸造温度铸造后，以规定温度对铸块进行规定时间的均质化热处理来制造。(铝合金钎焊板)实施方式的铝合金钎焊板如前述，是在芯材的至少一侧的面包覆有钎料的二层或三层的板。另外，实施方式的铝合金钎焊板如前述，也可以是在芯材的一侧的面包覆钎料， 在芯材的另一侧的面包覆牺牲阳极材的三层的板。(铝合金钎焊板的制造方法)实施方式的铝合金钎焊板，能够通过使由前述的制造方法制造的芯材、钎料和牺牲阳极材组合来制造。例如，能够通过在芯材上重叠钎料或牺牲阳极材进行热轧，以规定的卷取温度卷取成卷后，实施冷轧、中间退火、冷轧来制造。另外，也可以通过热轧后，以规定的卷取温度卷取成卷后，再实施冷轧、终退火来制造。此外，也可以通过在热轧后，以规定的卷取温度卷取成卷后，再实施冷轧、中间退火、冷轧、终退火来制造。钎料和牺牲阳极材的包覆率为5 25%的范围，例如优选为15%左右。还有如前述，热轧后的卷取温度低于360°C，热轧后的退火其以如下条件进行退火温度200°C以上、450°C以下，退火合计时间lh以上、IOh以下，冷却速度超过30°C /h。 通过以这样的条件进行退火，能够将芯材内部的粒径低于0.5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、 Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度控制在10000个/mm2以上。或者，热轧后的卷取温度低于360°C，热轧后的退火其以如下条件进行退火温度200°C以上、400°C以下，退火合计时间lh以上、IOh以下，150 200°C范围内的升温度速度20°C /h以上。通过以这样的条件进行退火，能够将芯材内部的粒径为1. Ομπι以上的 Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度控制在低于5000个/mm2。实施例接下来，就本发明的铝合金钎焊板，将满足本发明的要件的实施例和不满足本发明的要件的比较例进行对比，具体地加以说明。(铝合金钎焊板的制造)通过DC铸造，将具有表1所示的组成的Al A24的芯材、A1-10质量％ Si合金或A1-8质量％ Si-2质量％ Zn合金钎料、A1-4质量％ Zn合金的牺牲阳极材进行铸锭，分别对其两面进行端面切削至期望的厚度。然后，对于钎料和牺牲阳极材分别实施均质化处理，按钎料-芯材-牺牲阳极材的顺序使之组合，实施530°C X4h的加热后，热轧制3. Omm 厚，以表3所示的热轧后卷取成卷。还有，钎料和牺牲阳极材的包覆率为15%。另外，热轧后，经冷轧成为0. 5mm后，以表2所示的条件实施中间退火，其后经冷轧成为0. 25mm的板材，最终以表2所示的条件实施终退火。另外，还准备在热轧和冷轧之后不实施中间退火或终退火的板材。接着，以如前述这样制作的铝合金钎焊板作为供试材，根据下述所示的方法，测量并评价供试材的金属间化合物的密度[个/mm2]、钎焊后强度，钎焊性、形成性、耐腐蚀性，钎焊后芯材晶粒直径，耐熔蚀性，这些结果显示在表3中。还有，在本实施例中，这些评价项目全部评价为良好的是满足本发明的要件的实施例，这些评价项目即使有一个评价为不良， 即为不满足本发明的要件的比较例。(铝合金钎焊板的制造)通过DC铸造，将具有表101所示的组成的AlOl AlM的芯材、A1-10质量％ Si 合金或A1-8质量％ Si-2质量％ Si合金钎料、A1-4质量％ Si合金的牺牲阳极材进行铸锭， 分别对其两面进行端面切削至期望的厚度。然后，对于钎料和牺牲阳极材分别实施均质化处理，按钎料-芯材-牺牲阳极材的顺序使之组合，实施530°C X 4h的加热后，热轧制3. Omm 厚，以表103所示的热轧后卷取成卷。还有，钎料和牺牲阳极材的包覆率为15%。另外，热轧后，经冷轧成为0.5mm后，以表102所示的条件实施中间退火，其后经冷轧成为0. 25mm的板材，最终以表102所示的条件实施终退火。另外，还准备在热轧和冷轧之后不实施中间退火或终退火的板材。接着，以如前述这样制作的铝合金钎焊板作为供试材，根据下述所示的方法，测量并评价供试材的金属间化合物的密度[个/mm2]、钎焊后强度，钎焊性、形成性、耐腐蚀性， 钎焊后芯材晶粒直径，耐熔蚀性，这些结果显示在表103中。还有，在本实施例中，这些评价项目全部评价为良好的是满足本发明的要件的实施例，这些评价项目即使有一个评价为不良，即为不满足本发明的要件的比较例。(金属间化合物的密度[个/mm2])金属间化合物的密度，是沿ST方向从两面研磨芯材的L-LT面直至芯材中央部，通过使用透射型电子显微镜观察而进行测量。观察位置仅限于，由等厚干涉条纹测量观察部的膜厚，膜厚为0. 1 0. 3 μ m的位置。而且，各试样视野各10个，以20000倍进行观察，对于各视野中的TEM照片进行图像分析，求得钎焊后的粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度，平衡由各10个视野求得的值，测量金属间化合物的密度。(钎焊后强度的评价)钎焊后强度，是通过以模拟600°C X 3分钟的钎焊的条件，对于供试材进行加热处理后，在室温下保持7天，使拉伸方向与轧制方向平行而加工成JIS5号试验片，在室温下实施拉伸试验来进行测量。然后，抗拉强度为160MP以上的评价为良好(〇)，抗拉强度低于 160MP的评价不良(X)。另外，加热处理后芯材熔化而不能进行评价的，评价为不能评价
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ο(钎焊性的评价)钎焊性是根据“铝钎焊指南，修订版(竹本正等著，轻金属焊接结构协会，2003年 3月发行)，，的132 136页所述的评价方法进行评价。即，在水平放置的下板(3003A1合金板(厚1. OmmX纵宽25mmX横宽60mm))和相对于该下板垂直竖立配置的上板(供试材 (厚0. 3mmX纵宽25mmX横宽55mm))之间，夹有Φ 2mm的不锈钢制的隔离物以设定一定的间隔。另外，在上板的供试材的钎料面侧涂布助焊剂(森田化学工业株式会社制FL-7)5g/ m2。然后，间隙填充长度为15mm以上的评价为良好“〇”，间隙填充长度低于15mm的评价为不良“X”。(成形性的评价)成形性是在加热处理供试材之前，使钎料面一侧张出，如此根据“ JIAZ2M7”进行埃氏杯突试验(Erichsen test)，通过测量张出高度进行评价。然后，张出高度为8mm以下评价为良好(〇)，张出高度低于8mm的评价为不良(X)。(耐腐蚀性的评价)耐腐蚀性是通过以模拟600°C X3分钟的钎焊的条件对供试材加热处理后，以牺牲阳极材侧为试验面，进行3个月OY水浸渍试验，测量腐蚀深度而进行评价。腐蚀深度低于40 μ m的评价为良好(O )，腐蚀深度在40 μ m以上的评价为不良(X)。(钎焊后芯材晶粒直径的测量和评价)钎焊后芯材晶粒直径，是以模拟600°C X3分钟的钎焊的条件进行加热处理后， 切割成适当的大小后，研磨L-ST面，并且用电解液蚀刻，以100倍对研磨面拍摄照片并进行观察，通过切片法测量芯材的轧制方向的晶粒直径。还有，晶粒直径为5个位置的平均值。然后，钎焊后芯材晶粒直径为120μπι以上的评价为最好“◎”，钎焊后芯材晶粒直径为 100 μ m以上、低于120 μ m的评价为良好“〇”，钎焊后芯材晶粒直径低于100 μ m的评价为不良“X”。(耐熔蚀性的评价)耐熔蚀性的评价，是通过切下钎焊后供试材，埋入树脂并研磨截面，针对该研磨面以光学显微镜观察钎焊向芯材的侵蚀程度(熔蚀程度)来进行。然后，芯材残存率(相当于钎焊加热后的熔蚀最差部的芯材的残存厚度/加热前的芯材厚度X100)为70%以上的评价为良好“〇”，芯材残存率低于70%的评价为不良“ X ”。如表3所示，No. 1 20的供试材，因为满足本发明的要件，所以为钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性、钎焊后芯材晶粒直径、耐熔蚀性良好的结果。另一方面，No. 31 54的供试材，因为不满足本发明的规定的要件，所以为钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性、钎焊后芯材晶粒直径、耐熔蚀性的某一项不良的结果。具体来说，因为No. 31的供试材，因为芯材中的Si低于0. 3质量％，所以钎焊后强度低。另外，No. 32的供试材，因为芯材中的Si超过1.0质量％，所以钎焊时芯材熔融，不能进行评价。No. 33的供试材，因为芯材中的Mn低于0. 6质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 34的供试材，因为芯材中的Mn超过2. 0质量％，所以成形性低。No. 35的供试材，因为芯材中的Cu低于0. 3质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 36的供试材，因为芯材中的Cu超过1. 0质量％，所以钎焊时芯材熔融，不能进行评价。No. 37的供试材，因为芯材中的Mg低于0. 15质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 38的供试材，因为芯材中的Mg超过0. 5质量％，所以钎焊性低。No. 39的供试材，因为芯材中的Ti低于0. 05质量％，所以耐腐蚀性低。另外No. 40 的供试材，因为芯材中的Ti超过0. 25质量％，所以所形性低。No. 41 52的供试材，因为中间退火最终退火的退火条件不满足温度范围200°C 以上、450°C以下，退火合计时间Ih以上、IOh以下，冷却速度超过30°C/h的某一条件，所以粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度达不到10000个/mm2以上，并且耐熔蚀性也低。No. 53的供试材，因为热轧后卷取温度在360°C以上，所以粒径低于0. 5 μ m的金属间化合物的密度不到10000个/mm2以上，并且耐熔蚀性也低。如表103所示，No. 101 120的供试材，因为满足本发明的要件，所以为钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性、钎焊后芯材晶粒直径、耐熔蚀性良好的结果。另一方面， No. 131 154的供试材，因为不满足本发明的规定的要件，所以为钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性、钎焊后芯材晶粒直径、耐熔蚀性的某一项不良的结果。具体来说，因为No. 131的供试材，因为芯材中的Si低于0. 3质量％，所以钎焊后强度低。另外，No. 132的供试材，因为芯材中的Si超过1. 0质量％，所以钎焊时芯材熔融， 不能进行评价。No. 133的供试材，因为芯材中的Mn低于0. 6质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 134的供试材，因为芯材中的Mn超过2. 0质量％，所以成形性低。No. 135的供试材，因为芯材中的Cu低于0. 3质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 136的供试材，因为芯材中的Cu超过1. 0质量％，所以钎焊时芯材熔融，不能进行评价。No. 137的供试材，因为芯材中的Mg低于0. 15质量％，所以钎焊后强度低。另外 No. 138的供试材，因为芯材中的Mg超过0. 5质量％，所以钎焊性低。No. 139的供试材，因为芯材中的Ti低于0.05质量％，所以耐腐蚀性低。另外 No. 140的供试材，因为芯材中的Ti超过0. 25质量％，所以所形性低。No. 141 152的供试材，因为中间退火最终退火的退火条件不满足温度范围 200°C以上、400°C以下，退火合计时间为Ih以上、IOh以下，在150 200°C范围内的升温度速度为20°C /h以上的某一条件，所以粒径1. 0 μ m的金属间化合物的密度无法低于5000个 /mm2，并且耐熔蚀性也低。No. 153的供试材，因为热轧后卷取温度在360°C以上，所以粒径1. Ομπι的金属间化合物的密度无法低于5000个/mm2，并且耐熔蚀性也低。以上，通过用于实施发明的最佳的方式和实施例，对于本发明的铝合金钎焊板更具体地进行了说明，但本发明的宗旨不受这些记述限定，必须基于权利要求的范围记述进行更广义的解释。另外，基于这些记述进行种种变更、修改等也包含在本发明的宗旨中。表权利要求
1.一种铝合金钎焊板，其特征在于，是在芯材的至少一侧的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Zn系钎料的铝合金钎焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、 Mg 0. 15 0.5质量％、Ti 0. 05 0. 25质量％，余量是Al和不可避免的杂质，所述芯材内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上。
2.—种铝合金钎焊板，其特征在于，是在芯材的至少一侧的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Zn系钎料的铝合金钎焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、 Mg 0. 15 0.5质量％、Ti 0. 05 0. 25质量％，余量是Al和不可避免的杂质，所述芯材内部的粒径为1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。
3.—种铝合金钎焊板，其特征在于，是在芯材的一侧的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Si系钎料，在所述芯材的另一侧的面上包覆有牺牲阳极材的铝合金钎焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、 Mg 0. 15 0.5质量％、Ti 0. 05 0. 25质量％，余量是Al和不可避免的杂质，所述芯材内部的粒径低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上。
4.一种铝合金钎焊板，其特征在于，是在芯材的一侧的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Si系钎料，在所述芯材的另一侧的面上包覆有牺牲阳极材的铝合金钎焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0质量％、Mn :0. 6 2. 0质量％、Cu :0. 3 1. 0质量％、 Mg 0. 15 0.5质量％、Ti 0. 05 0. 25质量％，余量是Al和不可避免的杂质，所述芯材内部的粒径为1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。
全文摘要
提供一种铝合金钎焊板，即使是在芯材中添加Mg的情况下，也能够既维持钎焊后强度、钎焊性、成形性、耐腐蚀性等，又能够使耐熔蚀性提高。铝合金钎焊板，是在芯材的至少一侧的面，包覆有Al-Si系或Al-Si-Zn系钎料的钎焊板，其特征在于，所述芯材含有Si0.3～1.0质量％、Mn0.6～2.0质量％、Cu0.3～1.0质量％、Mg0.15～0.5质量％、Ti0.05～0.25质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材内部的粒径低于0.5μm的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度为10000个/mm2以上，或者粒径1.0μm以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金属间化合物的密度低于5000个/mm2。
文档编号C22C21/00GK102251155SQ20111013464
公开日2011年11月23日 申请日期2011年5月16日 优先权日2010年5月18日
发明者木村申平, 植田利树, 泉孝裕 申请人:株式会社神户制钢所