专利名称：铝合金层合板的制作方法
技术领域：
本发明涉及铝合金热交换器用的铝合金层合板(以下也将铝叫做Al)，尤其是涉及疲劳特性优异的铝合金 层合板。本发明中，提供一种至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的铝合金板牺牲防腐材料的层合板，将通过钎焊使用于热交换器的热交换器用原材料也叫做铝合金层合板、进行与钎焊相当的加热前的铝合金层合板、或只叫做原材料层合板。另外，将至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的铝合金板牺牲防腐材料，实施了相当于钎焊的加热处理的层合板也叫做进行了与钎焊相当的加热后的铝合金层合板、或只叫做进行了与钎焊相当的加热后的层合板。
背景技术：
为了汽车的车身轻量化，汽车的热交换部件中，代替目前所使用的铜合金材料而使用铝合金材料的情况也正在增加。而且，这些热交换部件用铝合金材料使用由被多层化的层合板(也叫做包覆板、包覆材料)构成的抗蚀性铝合金材料。这种层合板在通过钎焊组装成热交换器的情况下，构成为在铝合金制芯材的一面包覆了铝合金牺牲防腐材料(板)、在另一面包覆了铝合金钎焊料(板)的硬钎焊片的结构。图4表示铝合金制汽车用热交换器(散热器)的例子。如图4所示，散热器100通常是在多根设置的扁平管状的铝合金制散热器管111之间，一体形成有加工成波纹状的铝合金制散热片112。该管111的两端为分别向由集管(header) 113和贮水箱(未图示)构成的空间开口的结构。这种结构的散热器100将从一边的贮水箱的空间通过管111内而达到高温的制冷剂，输送到另一贮水箱一侧的空间，在管111及散热片112的部分进行热交换，使变为低温的制冷剂进行再循环。该铝合金材制管111由铝合金制硬钎焊片101构成。图5表示铝合金制硬钎焊片101的剖面。在该图5中，硬钎焊片101在铝合金制芯材102的一侧面层叠(包覆)有铝合金制牺牲阳极材料(也叫做皮材)103，在芯材102的另一侧面层叠(包覆)有铝合金制钎料104。还有，在为铝合金制包覆片材的情况下，构成为仅在一侧的面包覆有铝合金牺牲防腐材料103的层合板。这种铝合金制硬钎焊片101通过成形辊等形成扁平管状，通过电阻焊或钎焊加热，硬钎焊片101自身被钎焊，形成如图4的管111那样的流体通路。散热器的制冷剂(冷却剂)的主成分为水溶性媒体，使用其中适当含有市售的防锈剂等的制冷剂。但是，在使用这样的制冷剂的情况下，存在由于防锈剂等历时劣化后所生成的酸，导致所述牺牲材料或芯材等铝合金材料容易被腐蚀之类的问题。因此，必须使用对水溶性媒体具有高抗蚀性的铝合金材料。
因此，从抗蚀性和强度的观点考虑，硬钎焊片及用于包覆片的层合板的铝合金制芯材102，使用JISH4000中所规定的例如由A1-0. 15质量％ Cu-L I质量％ Mn等成分构成的3003等Al-Mn系(3000系)合金。另外，以抗蚀和Mg向芯材102的扩散而形成的高强度化为目的，时常与制冷剂接触的皮材103中，使用由Al-I质量％ Zn组成等构成的7072等Al-Zn系、或者Al-Zn-Mg系(7000系)合金。此外，钎料104使用由低熔点的A1-10质量％ Si等的组成构成的4045等Al-Si系(4000系)合金。散热器100采用使用这种硬钎焊片101形成的管111、进行了波纹加工的散热片112和其它部件，通过硬钎焊组装为一体。作为硬钎焊的手法，有助焊剂硬钎焊(fluxbrazing)法、使用非腐蚀性的助焊剂的招钎剂(Nocolok)硬钎焊法等,加热到600°C左右的高温进行钎焊。如此组装成的散热器100内、特别是管111内，从高温到低温、且从高压到常压的前述的液体制冷剂时常进行流通循环。即，由于这些内压变动或汽车自身的振动等长时间附加重复应力，因此要求管111具有耐受这些应力的疲劳特性。假设在疲劳特性低、产生疲劳破坏的情况下，疲劳破坏作为管111的裂纹发生、进展，若贯通管111，则成为来自散热器渗漏的原因。因此，散热器管的疲劳特性的改善是重要的课题。目前，该散热器管的疲劳特性的改善已提出各种方案。例如，专利文献I中，铝合金制硬钎焊片的芯材是含有Cu、Ti、Mn，并限制Si、Fe、Mg的铝合金，通过使芯材的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径L为150 200 u m,来提高管的焊接部的抗蚀性，从而改善管的反复弯曲造成的疲劳破坏性，即汽车在振动下的耐振疲劳特性。专利文献2中，通过将牺牲防腐材料侧的厚度方向的平均晶粒直径设定为低于牺牲防腐材料的厚度，来提高牺牲防腐材料的抗蚀性，从而改善管的反复弯曲及反复的内压负荷造成的疲劳破坏性即疲劳特性。另外，已知疲劳特性通常与静态的抗拉强度有关，在热交换器中，例如像专利文献3那样，已提出为了提高原材料的抗拉强度而添加了 Cu的材料。而且，专利文献4中，通过组织性的改善来改善耐振疲劳特性。即，专利文献4中，已提出如下方案，S卩，在使用包覆有含有Cu的铝合金芯材、铝合金钎料、含有Zn和Mg的铝合金牺牲材料的三层构造的铝合金硬钎焊片的热交换器中，使特定的Al-Cu-Mg-Zn系析出物分布在钎焊后的硬钎焊片的芯材与牺牲材料的界面附近的芯材侧界面部。这是通过Al-Cu-Mg-Zn系析出物进行的时效硬化，提高芯材侧界面部的强度，由此，改善反复的内压负荷造成的疲劳破坏性即疲劳特性的方法。此外，专利文献5中，以X射线衍射强度比规定铝合金制硬钎焊片的集合组织，该铝合金制硬钎焊片由Al-Mn系合金的芯材、包覆在该芯材的一侧面的Al-Zn系合金等的皮材、包覆在该芯材的另一侧面的Al-Si系合金的钎料构成。专利文献5中，硬钎焊片在与轧制方向相平行的方向的塑性变形容易均匀地发生。由此，即使在硬钎焊片的轧制方向负荷拉伸或压缩的重复应力，由于变形不会局部地集中，因此龟裂向板厚方向的进展缓慢，可以提高包括塑性区域的疲劳在内的硬钎焊片的寿命。另外，为了提高不是由硬钎焊片，而是由相同的3000系铝合金构成的散热片的抗蚀性，已提出了对组织中的结晶物及金属间化合物的形状及数密度进行规定的技术(例如 参照专利文献6、7、8)。由于这种散热片如果被腐蚀，就会造成片自身的消失，因此抗蚀性很重要。因此，专利文献6、7、8中所记载的组织中的结晶物、金属间化合物的形状及数密度的规定，也与提高抗蚀性之类的散热片特有的技术性课题有紧密联系。专利文献I :日本公开专利公报2003-82427专利文献2 :日本公开专利公报11-100628专利文献3 :日本公开专利公报10-53827专利文献4 :日本公开专利公报9-95749
专利文献5 :日本公开专利公报2006-291311专利文献6 :日本公开专利公报9-78168专利文献7 :日本公开专利公报2000-119783专利文献8 :日本公开专利公报2005-139505但是,这些现有汽车的散热器管壁比较厚。例如，在前述各专利文献中，以作为耐疲劳特性评价的对象的硬钎焊片的板厚(合计板厚)为参考时，专利文献I中为0.4mm、专利文献2中为0. 25mm、专利文献4和5中为0. 20mm，整个板厚为0. 20mm以上。但是，由于为了关系到地球环境问题的燃费提高的汽车轻量化，也正在要求散热器的轻量化。因此，正在研究散热器的管、即铝合金制硬钎焊片的更进一步的薄壁化。在散热器管为0.4mm程度这样壁厚比较厚的情况下，管自身的刚性比较高。与此相对，在散热器管主要是硬钎焊片等层合板的板厚薄壁化的情况下，管自身的刚性变低。另一方面，所使用的制冷剂的压力大多设定的比以往高。在硬钎焊片等层合板的板厚薄壁化的情况下，由于他们的协同效果，具有对前述重复应力造成的疲劳破坏的感受性增高、疲劳特性降低的倾向。发生了这种疲劳破坏的情况下，散热器管发生龟裂(裂纹、裂缝)。在被薄壁化的散热器管的情况下，这种龟裂贯通管，引起散热器的液漏的可能性高，因此，成为更加严重的损伤。但是，关于这样被薄壁化后的散热器管的疲劳特性，迄今为止还没有发现有效的改善策略。在该有效的改善策略未被发现时，散热器管、即铝合金制硬钎焊片等层合板不能薄壁化，对散热器的轻量化、进而汽车的轻量化会产生很大的限制。
发明内容
鉴于这样的问题，本发明的目的在于提供一种热交换器的散热器管用的铝合金硬钎焊片等可薄壁化并且疲劳特性优异的铝合金层合板。为了实现该目的，本申请第一发明的铝合金层合板，其至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料，并通过钎焊使用于热交换器，其特征在于，所述芯材铝合金板为如下铝合金组成分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu :0. 2 1.2质量％、厘11:0.2 1.4质量％、打0. 03 0. 3质量％，并含有Fe :1.0质量％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，并具有如下组织该芯材铝合金板的在轧制面表层部通过500倍的SEM所观察的重心直径的平均值为I ii m以上的分散粒子的平均数密度为7000个/mm2以下。另外，为了实现上述目的，本申请第二发明的铝合金层合板，其至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料、并通过钎焊形成热交换器，其特征在于，所述芯材铝合金板为如下的铝合金组成以质量％计，分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu 0. 05 I. 2质量％、Mn 0. 3 I. 8质量％、Ti 0. 03 0. 3质量％，并含有Fe
I.0质量％以下,余量由Al及不可避免的杂质构成,并具有如下组织该芯材招合金板的在轧制面板厚中心部通过50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0. 5 ii m范围的析出物的平均数密度为150个/ii m3以下。 为了实现上述目的，本申请第三发明的铝合金层合板，其至少包括有芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料，其特征在于，所述芯材铝合金板为如下的铝合金组成其分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu :0. 2 I. 2质量％、Mn:0.2 I. 4质量％、Ti :0. 03 0.3质量％，并含有Fe :1. 0质量％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，作为相当于钎焊的加热后的组织，其具有如下的组织该芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径为200 iim以下，并且，该芯材铝合金板的在轧制面表层部通过500倍的SEM所观察的重心直径的平均值为I U m以上的分散粒子的平均数密度为6000个/mm2以下。另外，为了实现上述目的，本申请第四发明的铝合金层合板，其至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料，其特征在于，所述芯材铝合金板为如下的铝合金组成，所述铝合金组成分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu 0. 05 I. 2质量％、Mn :0. 3 I. 8质量％、Ti :0. 03 0. 3质量％，并含有Fe :1. 0质量％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成，作为相当于钎焊的加热后的组织，其具有如下的组织该芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径为200iim以下，并且，该芯材铝合金板的在轧制面板厚中心部通过50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0. 5 ii m范围的析出物的平均数密度为80个/ ii m3以下。在此，所述本申请第一发明至第四发明的层合板中的芯材铝合金板优选还具有以下的结构 含有 Cr :0. 03 0. 3 质量％、Zn :0. 2 I. 0 质量％、Zr :0. 03 0. 3 质量％中的一种或两种以上。 含有Mg :0. 5质量％以下。 板厚为低于0. 25mm的薄壁。另外，所述本申请第一发明至第四发明的层合板的板厚优选为低于0.3mm的薄壁。发明效果本发明者等对所述层合板的板厚被薄壁化后在疲劳特性中的疲劳破坏的原理进行了探求。其结果是，根据本发明者的见解可知，层合板的板厚被薄壁化后在疲劳特性中的疲劳破坏原理有两种。即，疲劳破坏的原理中，有相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的传播(速度)，龟裂的发生起支配作用的情况；以及相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的发生，龟裂传播(速度)起支配作用的情况。而且，本发明者等发现，用于提高疲劳特性的冶金上的有效手段相对于这两种疲劳破坏的原理而各不相同。相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的传播(速度)，龟裂发生起支配作用时，该龟裂发生的容易度很大程度上受构成热交换器的所述层合板的芯材铝合金板的组织、即，平均晶粒直径和比较粗大的分散粒子的平均数密度的影响。0
相对于此，相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的发生，龟裂传播(速度)起支配作用时，该疲劳破坏的传播(速度)很大程度上受构成热交换器的层合板的芯材铝合金板的组织、即，平均晶粒直径和比较微细的析出物的平均数密度的影响。本申请第一发明及第三发明使得相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的传播(速度)，龟裂发生起支配作用时的疲劳特性提高。因而，如上所述，对于作为构成热交换器前的热交换器用原材料的进行与钎焊相当的加热前的层合板中的芯材铝合金板的组织、或者、进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的组织来说，通过对平均晶粒直径及比较粗大的分散粒子的平均数密度进行组织控制，来抑制龟裂的发生。本申请第二发明及第四发明使得相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的发生，疲劳破坏的传播(速度)起支配作用时的疲劳特性提高。因而，如上所述，对于作为构成热交换器前的热交换器用原材料的进行与钎焊相当的加热前的层合板中的芯材铝合金板的组织、或者、进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的组织来说，通过对平均晶粒直径及比较微细的析出物的平均数密度进行控制，来抑制疲劳破坏的传播(速 度)。本申请第一发明及第三发明中，通过使芯材铝合金板的平均晶粒直径微细化，并且限制比较粗大的分散粒子的平均数密度，从而抑制疲劳破坏的发生本身。该结果是，使得相比于疲劳破坏引起的龟裂(裂纹、裂缝)的传播(速度)，龟裂发生起支配作用时的层合板的疲劳寿命(疲劳特性)提高。本申请第二发明及第四发明中，通过使芯材铝合金板的平均晶粒直径微细化，并且限制微细的析出物的平均数密度，从而抑制疲劳破坏的传播。其结果是，相比于疲劳破坏引起的龟裂的发生，疲劳破坏的传播起支配作用时的层合板的疲劳寿命(疲劳特性)提高。本发明中所说的分散粒子是指Si、Cu、Mn、Ti等合金元素及Fe、Mg等被含有元素之间的金属间化合物或这些元素与Al的金属间化合物，其与形成元素(成分)无关，是通过组织观察可根据大小识别的金属间化合物的总称。
[图I]是表示本发明层合板的剖面图；[图2]是表示铝合金制热交换器的剖面图；[图3]是表示弯曲疲劳试验的说明图；[图4]是表示一般的铝合金制热交换器的剖面图；[图5]是表示一般的硬钎焊片等层合板的剖面图。符号说明I :热交换器用招合金层合板、2 :芯材、3 :皮材、4 :钎料、10 :散热器(热交换器)、
11:管(层叠构件)、12:散热片、13:集管
具体实施例方式用图1、2对用于实施本发明的最佳方式进行说明。图I是本发明的热交换器用铝合金层合板的剖面图，图2是使用了图I的层合板(热交换器用铝合金制管)的散热器的要部剖面图。还有，该图1、2的基本构成、构造本身与上述的图4、5相同。(层合板)
本发明的层合板在组装为热交换器前，首先被制造为图I所示的铝合金层合板I。该层合板I作为硬钎焊片被构成，其在钎焊时，在在芯材铝合金板2的一侧面包覆有铝合金板牺牲防腐材料(板)3，在另一侧面包覆有铝合金钎焊料(板)4。上述芯材铝合金板2由具有后述的特征的组织及成分的JIS3000系铝合金构成。另外，在该芯材2的内侧即与制冷剂时常接触的一侧(图I的上侧)，作为后述的牺牲防腐材料(牺牲材料、内衬材料、皮材)3而包覆例如Al-Zn成分的JIS7000系等的铝合金。此夕卜，在芯材2的外侧(图I的下侧)，包覆例如Al-Si成分的JIS4000系等的铝合金钎料4。硬钎焊片等本发明的层 合板是如上所述的以芯材铝合金板2为中心的三层轧制包覆材料(板)。芯材铝合金板的板厚低于0. 25_，例如为0. 16 0. 24mm时，钎料、牺牲防腐材料的厚度通常都为20 30 y m程度。但是，其被覆率因所使用的热交换部件的板厚(用途的规格)而不同，它们的值没有限定。但是，硬钎焊片等层合板I的板厚(主要是芯材铝合金板的板厚)，如上所述，在热交换器的轻量化中至关重要。因而，为层合板的板厚低于0. 3_、优选0. 16 0. 29mm程度，芯材的板厚低于0. 25mm、优选0. 16 0. 24mm程度的薄板。这些硬钎焊片是在施行了均质化热处理的芯材铝合金板(铸块)的一面层叠牺牲防腐材料(板)及钎料(板)并进行热轧，然后依次进行冷轧、中间退火、冷轧，制造H14调制材料等片材。在此，均质化热处理也可以在热轧前实施。(热交换器)利用成型辊等将该硬钎焊片等铝合金层合板I沿宽度方向弯曲，以将皮材3配置于管内面侧的方式形成扁平管状后，通过电阻焊等形成扁平管状的管。图2中表示形成有流体通路的扁平管状的管(层叠构件)11。如图2所示，这种扁平管状的管(层叠构件)11与进行了波纹加工的散热片12和由集管13等其他构件一起通过硬钎焊(钎接)一体制作成散热器10等热交换器(组装)。将管(层叠部件)11和散热片12被一体化的部分叫做热交换器的芯体。通过加热到钎料4的固相线温度以上的585 620°C、优选加热到590 600°C的高温来进行钎焊。该加热温度超过620°C而过高时，会产生过剩熔融或侵蚀等。作为该硬钎焊施工方法，广泛采用的有助焊剂硬钎焊法、使用非腐蚀性的助焊剂的铝钎剂(Nocolok)硬钎焊法等。图2的热交换器中，扁平管(层叠构件)11的两端分别向集管13和贮水箱(未图示)所构成的空间开口。而且，从一边的贮水箱侧的空间通过扁平管11内向另一边的贮水箱侧的空间输送高温制冷剂，在管11及散热片12的部分进行热交换，使变为低温的制冷剂再次循环。(本申请第一发明及第三发明的芯材铝合金板组织)首先对本申请第一发明及第三发明的层合板中的芯材铝合金板进行说明。进行与钎焊相当的加热(热过程)前的层合板或进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板由3000系铝合金组成构成。本申请第一发明及第三发明中，为了提高该芯材铝合金板的疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用时的耐疲劳破坏性，规定该芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径(仅进行了与钎焊相当的加热后的层合板)，并且规定I U m以上的分散粒子的平均数密度(进行与钎焊相当的加热前的层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板)。(本申请第一发明及第三发明的晶粒)进行了与钎焊相当的加热后的层合板、或组装(热过程)前的原材料层合板中，在芯材铝合金板的平均晶粒直径粗大化的情况下，对于疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性降低。因而，使进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径微细化为200iim以下、优选150 以下。还有，为了使进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板像这样微细化，当然需要预先将原材料层合板的芯材铝合金板的平均晶粒直径设定为200 y m以下、优选150 u m以下。但是，即使规定了原材料层合板的芯材铝合金板的平均晶粒直径，对于进行了与钎焊相当的加热后的层合板来说，由于热交换器制作时的钎焊处理等的加热条件不同，平均晶粒直径也会变化(粗大化)。因此，即使在原材料层合板阶段规定了芯材铝合金板的所述平均晶粒直径，由于所述加热条件不同，也有偏离上述规定而变得粗大化的可能性，不必特意在原材料层合板的阶段进行规定。还有，这里所说的晶粒直径是指轧制方向的纵剖面(沿轧制方向切断后的板的剖面)中的轧制方向的晶粒。该晶粒直径是将原材层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板(提取试料)的轧制方向的纵剖面通过机械研磨、电解蚀刻进行前处理后，用50倍的光学显微镜进行观察。这时，向所述轧制方向引一直线，用作为各个晶粒直径而进行测定的切断法(线截断法)测定位于该直线上的各个结晶粒的切片长度。在任意10个部位进行该测定，计算平均晶粒直径。这时，I个测定线长度设为0. 5mm以上，每I个视野的测定线各设为3条，在每I个测定部位观察5个视野。然后，按照每I个视野(3条测定线)、每5个视野/每I个测定部位、每10个测定部位，对每I个测定线依次测定的平均晶粒直径依次进行平均化，作为本发明的平均晶粒直径。(本申请第一发明及第三发明的分散粒子)芯材铝合金板被组装到进行了与钎焊相当的加热后的层合板(装入)时，必然被加热到600°C付近的温度。即使经受这种加热过程，本发明中规定的上述的化学成分组成等也不会改变。但是，由于分散粒子的固溶及粗大化等，进行了与钎焊相当的加热后的层合板中，本发明中规定的Ium以上的分散粒子的数密度向着比上述原材料层合板更少的方向变化。本申请第一发明及第三发明中，为了提高由疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳所对应的耐疲劳破坏性，上述原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板中，对上述的I U m以上的分散粒子的平均数密度进行限制，使其不要过度地增加。换言之，钎焊时经受了在600°C附近的温度下的加热过程的热交换器构件中，对上述分散粒子的平均数密度进行限制，使其不要过度地增加。进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的上述分散粒子的平均数密度超过6000个/mm2的情况下，对疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性降低。因而，将进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的在轧制面表层部通过所述500倍的SEM所观察的重心直径的平均值为I U m以上的分散粒子的平均数密度限制在6000个/mm2以下。该分散粒子的平均数密度优选设为4000个/mm2以下、更 优选设为2000个/mm2以下。
另一方面，为了抑制进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的上述分散粒子的数密度，对经受钎焊时的加热过程前的原材料层合板阶段的芯材铝合金板的上述分散粒子的平均数密度进行规定。S卩，如果没有将原材料层合板阶段的芯材铝合金板的上述的分散粒子的平均数密度设定为7000个/mm2以下，即使例如分散粒子的数密度因经受钎焊时的加热过程而减小(减少)，也不能保证(确保)进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的上述的分散粒子的平均数密度。因而，将原材料层合板阶段的芯材铝合金板的在通过500倍的SEM所观察的重心直径的平均值为I U m以上的分散粒子的平均数密度规定为7000个/mm2以下。该分散粒子的平均数密度优选5000个/mm2以下、更优选3000个/mm2以下。这些分散粒子如上所述为Si、Cu、Mn、Ti等合金元素或Fe、Mg等被含有的元素之间的金属间化合物、及这些元素与Al的金属间化合物。分散粒子的尺寸和数密度与形成元素(组成)无关，对龟裂传播(速度)起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性有较大影响，因此，本发明中，如上所述，对其尺寸和数密度进行规定。这些分散粒子的尺寸和平均数密度的测定是通过用倍率500倍的SEM(扫描型电子显微镜，)对上述芯材铝合金板的轧制面表层部的组织进行10个视野观察，并对其进行图像解析来施行。由此，可以测定各重心直径的平均值为Ium以上的分散粒子的平均数密度(个 /mm2)。(本申请第一发明及第三发明的分散粒子的数密度控制)这些作了规定的分散粒子的平均数密度的控制，是通过在均热处理(均质化热处理)中，不使均热处理的加热过程中析出的分散粒子的数密度过度地增加而进行。为了将这些尺寸的析出物的数密度设为在作为原材料的芯材铝合金板(铸块)的阶段，不会使上述分散粒子的平均数密度的增加到超过7000个/mm2，在到达均热温度后保持一定时间后开始热轧时，从均热处理结束后到开始热轧的时间设定为30分钟以下。达到均热温度为450°C以上、且不产生过烧(burning)那样的比较高的温度。该均热温度低于450°C时，就没有均质化(均热)的效果。但是，由于对该芯材铝合金板(铸块)的均热处理是在比较高的温度下进行，所以，因牺牲防腐材料(板)及钎料(板)的熔点不同，在这些牺牲防腐材料(板)及钎料(板)层叠的状态下有不能对芯材行均热处理的情况。在这种情况下，优选仅对芯材铝合金铸块进行上述比较高温的均热处理，其后，对层叠状态的层合板进行比较低温的均热处理、及进行用于热轧的再加热处理。(本申请第二发明及第四发明的芯材铝合金板组织)接着，对本申请第二发明及第四发明的层合板中的芯材铝合金板进行说明。在此，层合板或进行了与钎焊相当的加热(热过程)后的层合板中的芯材铝合金板，与本申请第一发明及第三发明同样，由3000系铝合金组成构成。本申请第二发明及第四发明中，为了提高该芯材铝合金板的对疲劳破坏引起的龟裂传播(速度)起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性，对该芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径(仅规定进行了与钎焊相当的加热后的层合板)、和该 芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的在通过50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0.5 iim的范围析出物的平均数密度(层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板)进行规定。
(本申请第二发明及第四发明的晶粒)如上所述，作为进行了与钎焊相当的加热后的层合板或组装(热过程)前的原材料层合板的芯材铝合金板的上述平均晶粒直径粗大化的情况下，对疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性降低。因而，使进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径微细化至200 以下，优选150 以下。还有，为了使进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板如此微细化，当然需要将原材料层合板的芯材铝合金板的平均晶粒直径预先设为200 y m以下、优选150 y m以下。但是，即使规定了原材料层合板的芯材铝合金板的上述平均晶粒直径，进行了与钎焊相当的加热后的层合板的平均晶粒直径也会因热交换器制作时的钎焊处理等的加热条件不同而变化(粗大化)。因此，即使在原材料层合板的阶段规定了芯材铝合金板的上述平均晶粒直径，因上述加热条件不同，也有偏离上述规定而粗大化的可能性，在原材料层合板阶段不必特意进行规定。还有，这里所说的晶粒直径是在轧制方向的纵剖面(沿轧制方向切断后的板的剖面)中的轧制方向的晶粒。该晶粒直径是在对原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板(提取试料)的上述轧制方向的纵剖面，通过机械研磨、电解蚀刻进行前处理之后，用50倍的光学显微镜进行观察。这时，向上述轧制方向引出直线，用作为各个晶粒直径而进行测定的切断法(线截断法)测定位于该直线上的各个结晶粒的切片长度。在任意的10个部位进行上述测定，计算平均晶粒直径。这时，I个测定线长度设为0. 5mm以上，每I视野的测定线各设为3条，对每I个测定部位进行5个视野观察。然后，按照每I个视野(测定线3条)、每5个视野/I个测定部位、每10个测定部位，对每I条测定线依次测定的平均晶粒直径依次进行平均化，作为本发明中所说的平均晶粒直径。(本申请第二发明及第四发明的析出物)芯材铝合金板不论是硬钎焊片还是组装成进行了与钎焊相当的加热后的层合板(装入)时，进行钎焊时都必然要加热到600°C附近的温度。即使经受这样的加热过程，本发明中规定的上述的化学成分组成等也不会发生变化。但是，本发明中规定的上述的0. I 0. 5 ii m的范围的析出物的平均数密度由于固溶及粗大化等，在上述进行了与钎焊相当的加热后的层合板中会向着比上述原材料层合板更少的方向变化。本申请第二发明及第四发明中，为了提高疲劳破坏引起的龟裂传播(速度)起支配作用的疲劳中的耐疲劳破坏性，对上述原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的上述的析出物的平均数密度进行规定。换言之，对经受了钎焊时的上述600°C附近的温度下的加热过程的热交换器部件的上述析出物的平均数密度进行规定。进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的上述析出物的平均数密度超过80个/ym3的情况下，针对龟裂传播(速度)起支配作用的疲劳的耐疲劳破坏性降低。因而，将进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的在轧制面板厚中心部的通过上述50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0. 5 ii m的范围的析出物的平均数密度设定为80个/ y m3以下。另外，优选将重心直径的平均值为0. 2 0. 5 y m范围的尺寸的上述析出物的平均数密度设定为70个/y m3以下。 另一方面，为了抑制进行了与钎焊相当的加热后的层合板的芯材铝合金板的上述分散粒子的数密度，对经受钎焊时的加热过程前的原材料层合板阶段的芯材铝合金板的上述析出物的平均数密度进行规定。S卩，如果没有将原材料层合板阶段的芯材铝合金板的上述的析出物的平均数密度设定为150个/i! Hl3以下，即使例如析出物的数密度因经受钎焊时的加热过程而减小(减少了)，也不能保证(确保)进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的上述的析出物的平均数密度。因而，本发明中，将原材料层合板阶段的芯材铝合金板的在轧制面板厚中心部通过50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0. 5 i! m范围的尺寸的上述析出物的平均数密度设定为150个/y m3以下。另外，优选将重心直径的平均值为0. 2 0. 5 iim范围的尺寸的上述析出物的平均数密度设定为120个/ii m3以下。这些析出物如上所述是Si、Cu、Mn、Ti等合金元素或Fe、Mg等被含有的元素之间的金属间化合物、或这些元素与Al的金属间化合物。而且，本发明中，如上所述以其尺寸和平均数密度进行规定，是因为析出物不论任何形成元素(组成)，其尺寸和平均数密度都对龟裂传播(速度)起支配作用的疲劳中的耐疲劳破坏性有较大影响。这些析出物的尺寸和平均数密度的测定，通过对上述轧制面板厚中心部的组织，用倍率50000倍的TEM(透射型电子显微镜)进行10个视野观察，并对观察结果进行图像解析而进行。由此，可以测定各重心直径的平均值为0. I 0. 5 y m范围的析出物的平均数密度(个/ u m3)。(本申请第二发明及第四发明的析出物的数密度控制)这些规定的析出物的平均数密度的控制，是通过在均热处理(均质化热处理)中减少铸造过程中结晶出的析出物的数密度而进行。为了在芯材铝合金板(铸块)的阶段将这些尺寸的析出物的数密度减少到50个/ym3以下，对均热温度进行控制，将均热温度设定为500°C以上，且不会产生过烧的那样的比较高的温度。该均热温度低于500°C时，不能减少铸造过程中结晶出的析出物的数密度。但是，因为对该芯材铝合金板(铸块)的均热处理是在比较高的温度下进行，所以，有时会因牺牲防腐材料(板)及钎料(板)的熔点不同，不能在层叠有这些牺牲防腐材料(板)和钎料(板)的状态下，对芯材进行均热处理。在这种情况下，优选只对芯材铝合金铸块进行上述比较高温的均热处理，其后，对层叠状态的层合板施行比较低温的均热处理、或用于热轧的再加热处理。(本申请发明的铝合金成分)下面，说明构成本申请第一发明 第四发明(以下、总称为本申请发明)的层合板的各构件的铝合金组成。如上所述芯材铝合金板2由3000系铝合金组成。芯材铝合金板2作为管材及集管材料等热交换器用构件，不仅要求具有本申请发明中规定的组织，除此之夕卜，还要求成形性、钎焊性或焊接性、强度、抗蚀性等诸特性。因此，本申请发明的芯材铝合金板为如下铝合金组成分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、01 0. 2 I. 2 质量 ％、Mn 0. 2 I. 4 质量 ％、Ti 0. 03 0. 3 质量 ％，并含有 Fe :1. 0质量％以下，余量由Al及不可避免的杂质构成。在此，优选上述铝合金板还含有Cr :0. 03 0. 3质量％、Zn :0. 2 I. 0 %、Zr :
0.03 0. 3质量％中的一种或两种以上。另外，优选含有0. 5质量％以下的Mg。上述Fe、Mg及上述记载元素以外的元素基本上为杂质。但是，从铝合金板的循环利用的观点考虑，作为熔化材料，不仅使用高纯度铝基材(日文S A地金)，而且、使用6000系合金或其他的铝合金废料、低纯度铝基材(日文7 > $ 二々A地金)等作为熔化原料时，也会混入这些元素。而且，将这些元素减少到例如检测界限以下，自身成本就会提高，因此需要允许一定程度上含有。因而，在不妨碍本发明目的及效果的范围允许含有。例如，只要B等上述以外的元素分别含有0. 05%以下即可。Si :0. 2 I. 5 质量％Si与Fe形成金属间化合物，以提高芯材铝合金板的强度。为了确保原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的必要的强度，Si含量需要为0. 2质量％以上。另一方面，Si含量过多时，芯材中形成粗大的化合物，原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的抗蚀性降低，因此，Si含量设定为I. 5质量％以下。因而，Si的含量范围设定为0.2 1.5质量％的范围。
Cu :0. 2 I. 2 质量％Cu以固溶状态存在于铝合金板中，使芯材铝合金板的强度提高。因此，为了确保原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的必要的强度，Cu含量需要为0.2质量％以上。另一方面，Cu含量过多时，原材料层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的抗蚀性降低，因此，Cu含量设定为I. 2质量％以下。因而，Cu的含量范围设定为0. 2
I.2质量％的范围。Mn :0. 2 I. 4 质量％Mn使所规定的分散粒子等的金属间化合物分布在铝合金板中，不会降低芯材铝合金板的抗蚀性，是用于使强度提高的元素。另外，Mn还具有使晶粒直径微细化，提高耐振疲劳特性、及提高因疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳所对应的耐疲劳破坏性的效果。因此，为了确保上述层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的必要的强度，提高耐疲劳破坏性，以下限为0. 2质量％以上使之含有。另一方面，Mn含量过多时，分散粒子的数密度与规定相比变得过多，反而使耐振疲劳特性、及疲劳破坏弓I起的龟裂的发生起支配作用的疲劳所对应的耐疲劳破坏性降低。另夕卜，铝合金层合板的成形性降低，在向零件形状的成形等加工时，铝合金层合板有可能产生裂纹。因此，Mn含量设定为1.4质量％以下。因而，Mn的含量范围设定为0.2 1.4质量％的范围。另外，优选将Mn的含量范围设定为0. 2质量％以上、I. 0质量％以下,更优选0. 2质量％以上、0. 6质量％以下。Ti :0. 03 0. 3 质量％Ti在铝合金板中形成微细的金属间化合物，具有提高芯材铝合金板的抗蚀性的作用。因此，为了确保上述层合板及进行了与钎焊相当的加热后的层合板的必要的抗蚀性，Ti含量需要为0. 03%以上。而Ti含量过多时，铝合金层合板的成形性降低，向零件形状的成形等的加工时，铝合金层合板有可能产生裂纹。因此，Ti含量设定为0.3%以下。因而，Ti的含量范围设定为0. 03 0. 3质量％的范围。Fe :1.0 质量％ 以下Fe只要使用废料作为铝合金熔化原料，芯材铝合金板中就必然含有。如上所述，Fe和Si形成金属间化合物而提高芯材铝合金板的强度，并且使晶粒直径微细化，还具有提高芯材的钎焊性的效果。但是，Fe的含量过多时，芯材铝合金板的抗蚀性显著降低。因此，Fe含量限制在I. 0质量％以下。
Mg :0. 5 质量％ 以下
Mg可提高芯材铝合金板的强度。但是，Mg的含量多时，在使用氟化物系助焊剂的铝钎剂(Nocolok)硬钎焊法等中，钎焊性降低。因此，在面向因Mg会致使钎焊性降低那样的钎焊条件下的热交换器时，Mg含量优选限制在0. 5%以下。Cr :0. 03 0. 3 质量％、Zn :0. 2 I. 0 质量％、Zr :0. 03 0. 3 质量％中的一种或两种以上Cr,Zn,Zr具有提高芯材铝合金板的耐振疲劳特性、及疲劳破坏引起的龟裂的发生起支配作用的疲劳特性的效果。要发挥该效果时，在Cr :0. 03 0. 3质量％、Zn :0. 2 I. 0质量％、Zr :0. 03 0. 3质量％的范围，含有一种或两种以上。(本申请发明的钎料合金)包覆在芯材铝合金板2上的钎料合金4，可以使用目前正在广泛使用的JIS4043、4045,4047等4000系的Al-Si系合金钎料等公知的钎料铝合金。钎料合金作为在一面包覆了铝合金板牺牲防腐材料(板)3、以及在另一面包覆了铝合金钎焊料(板)4的硬钎焊片而构成。(本申请发明的牺牲防腐材料)包覆在芯材铝合金板2上的牺牲防腐材料合金3可以使用目前正在广泛使用的Al-I质量％ Zn成分的JIS7072等7000系铝合金等、含Zn是公知的牺牲防腐材料铝合金。这种牺牲防腐材料在冷却水存在于管内面侧的汽车用热交换器中是必须的。即，为了确保针对冷却水存在的管内面侧的腐蚀性的防腐、抗蚀性，牺牲防腐材料成为必须的材料。实施例〈第一的实验例(本申请第一发明及第三发明的实施例)>下面，举出实施例对本申请第一发明及第三发明更具体地进行说明。制成具有表I所示的A R成分的铝合金芯材2的层合板(硬钎焊片)1，对芯材2的组织进行了调查。再对于该层合板I模拟钎焊，实施相当于在600°C的温度进行3分钟钎焊的加热、保持后，以平均冷却速度100°C /分进行冷却，调查相当于该钎焊加热后的层合板的芯材部分的组织。将这些结果示于表2。另外，对相当于该钎焊加热后的层合板的机械特性和疲劳特性进行测定、评价。将这些结果示于表3。(层合板的制造)层合板的制造如下。将表I所示的A R的组成的3000系铝合金成分进行熔融、铸造，制造铝合金芯材铸块。在该芯材铸块的一侧的面，包覆由Al-I质量％ Zn组成构成的JIS7072铝合金板作为牺牲防腐材料，在另一面包覆由A1-10质量％ Si组成构成的JIS4045铝合金板作为钎焊料。然后，如表2所示，在各例中都对该包覆板的均热温度、从均热结束后到开始热轧的时间进行各种改变，并控制上述的分散粒子的数密度，在此基础上，对包覆板进行热轧。然后，进一步一边施行适当的中间退火一边进行冷轧，得到H14调制材料的层合板(硬钎焊片)。各例通用，层合板的芯材铝合金板的板厚为0. 18mm。在该芯材的各个面上分别层叠的钎料、牺牲防腐材料的厚度都为20 30 ii m的范围。(组织)分别使用上述的测定方法，观察上述冷轧包覆板即层合板的芯材部分、和上述加热后的各层合板的芯材部分的组织，测定轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径(U m)、轧制面表层部的通过500倍的SEM所观察的重心直径的平均值为I U m以上的分散粒子的平均数密度(个/mm2)。将这些结果示于表2。在此，作为原材料的进行与钎焊相当的加热前的层合板的芯材招合金板的平均晶粒直径，在表2中没有表不,但由于其在上述相当于短时间的钎焊加热中几乎没有变化，因此，其与表2所示的进行了与钎焊相当的加热后的层合板中的芯材铝合金板的平均晶粒直径大致相同。(机械的特性)
进行上述加热后的各层合板的拉伸试验，分别测定抗拉强度(MPa)、0. 2%屈服强度(MPa)、延伸率)、断面收缩率(日文絞19 ) (% )、n值。将这些结果示于表3。试验条件是从各层合板提取与轧制方向相垂直的方向的JISZ2201的5号试验片(25mmX50mmGLX板厚)，进行拉伸试验。拉伸试验是基于JISZ2241(1980)(金属材料拉伸试验方法)，在室温20°C下进行试验。另外，十字头速度为5_/分，一直以固定速度进行直到试验片发生断裂。n值是从屈服延伸的终点计算真应力和真应变，绘制在以横轴为应变，以纵轴为应力的对数刻度上，测定测定点表示的直线的斜率所得的值。(疲劳特性)上述加热后的各层合板的疲劳特性的评价是通过上述专利文献5中记载的图3所示的公知的单振型平面弯曲疲劳试验机在常温下进行。即，从上述加热后的各层合板上，以与轧制方向平行的方式，切出IOmmX60mmX板厚的试验片，制作试验片。如图3的右侧所示，将该试验片的一端安装在单振型平面弯曲疲劳试验机的固定侧。而且，如图3的左侧所示，用驱动侧的刀刃夹持该试验片的另一端。弯曲疲劳试验是通过移动该刀刃的位置，从而一边改变试验片切断长度，一边使单振振幅一定(图3的上下方向为5mm)而反复进行试验片的平面弯曲。此时，为了再现作为本发明课题的龟裂发生起支配作用的疲劳，调节试验片切断长度，以使付加弯曲应力达到断裂部的应变量比较高的最大0. 005左右。在这种条件下，求出直到各试验片发生断裂的平面弯曲的重复次数。将这些结果示于表3。还有，关于断裂部的应变量，由于不能将应变测量仪直接贴在断裂部位，因此，将应变测量仪贴在稍微离开断裂部位的2、3处的规定的位置，根据各试验片长度时的应变测量仪的应变值内插断裂部位的应变量，由此来推算断裂部位的应变量，以此为基础调节负荷应力即试验片切断长度。(断裂面观察)此外，用100倍的SEM观察弯曲疲劳试验后的各层合板(相当于上述钎焊加热后)的疲劳破坏邻域的轧制面，根据龟裂的发生程度调查疲劳破坏的机理。在该龟裂的发生程度比较多的情况下，是作为本发明课题的龟裂发生起支配作用的疲劳，在龟裂的发生程度比较少的情况下，是龟裂传播起支配作用的疲劳。因而，对于同种类的铝合金板，分别有意识地(典型的)制造龟裂发生起支配作用的疲劳、和龟裂传播起支配作用的疲劳，利用以此为基准的试料，预先对其龟裂发生程度的差异进行调研。然后，与作为该基准的试料进行对t匕，在龟裂的发生程度比较多的情况下，判定为龟裂传播起支配作用的疲劳，在龟裂的发生程度比较少的情况下，判定为龟裂传播起支配作用的疲劳。将这些结果示于表3。[表 I]
权利要求
1.一种铝合金层合板，其是至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料、并通过钎焊形成热交换器的铝合金层合板，其特征在于， 所述芯材铝合金板为如下的铝 合金组成，所述铝合金组成分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu 0. 05 I. 2 质量％、Mn 0. 3 I. 8 质量％、Ti 0. 03 0. 3 质量％，并含有 Fe I. 0质量％以下,且余量由Al及不可避免的杂质构成， 具有如下的组织该芯材铝合金板的在轧制面板厚中心部通过50000倍的TEM所观察到的重心直径的平均值为0. I 0. 5 iim范围的析出物的平均数密度为150个/ii m3以下。
2.—种铝合金层合板，其是至少包括芯材铝合金板和包覆在所述芯材铝合金板上的防腐用铝合金牺牲材料的铝合金层合板，其特征在于， 所述芯材铝合金板为如下的铝合金组成，所述铝合金组成分别含有Si :0. 2 I. 5质量％、Cu 0. 05 I. 2 质量％、Mn 0. 3 I. 8 质量％、Ti 0. 03 0. 3 质量％，并含有 Fe I. 0质量％以下,且余量由Al及不可避免的杂质构成， 作为钎焊相当的加热后的组织，具有如下的组织该芯材铝合金板的在轧制方向的纵剖面中的轧制方向的平均晶粒直径设定为200 以下，并且，该芯材铝合金板的在轧制面板厚中心部通过50000倍的TEM所观察的重心直径的平均值为0. I 0.5 iim范围的析出物的平均数密度为80个/ii m3以下。
3.根据权利要求I 2中任一项所述的铝合金层合板，其中，所述芯材铝合金板还含有Cr :0. 03 0.3质量％、Zn :0. 2 1.0质量％、Zr :0. 03 0. 3质量％中的一种或两种以上。
4.根据权利要求I 3中任一项所述的铝合金层合板，其中，所述芯材铝合金板还含有Mg :0. 5质量％以下。
5.根据权利要求I 4中任一项所述的铝合金层合板，其中，所述芯材铝合金板的板厚为不足0. 25mm的薄壁。
6.根据权利要求I 5中任一项所述的铝合金层合板，其中，所述层合板的板厚为不足.0. 3mm的薄壁。
全文摘要
本发明提供一种能够薄壁化且疲劳特性优异的铝合金散热管等的进行了与钎焊相当的加热后的层合板、及铝合金硬钎焊片等层合板。本发明为至少包括芯材铝合金板(2)和包覆在该芯材铝合金板(2)上的铝合金牺牲防腐材料(3)、且通过钎焊或焊接制成热交换器的铝合金层合板或进行了与钎焊相当的加热后的层合板。本发明中，所述芯材铝合金板(2)包括3000系的特定成分组成，此外，通过限制该芯材铝合金板(2)的特定尺寸的分散粒子的平均数密度，能够使龟裂发生中支配性的疲劳特性优异。
文档编号C22F1/04GK102644009SQ201210093360
公开日2012年8月22日 申请日期2009年2月5日 优先权日2008年2月12日
发明者木村申平, 杵渊雅男, 松本克史, 植田利树, 田村荣一, 腰越史浩 申请人:株式会社神户制钢所