本发明涉及一种换热器用铝合金制硬钎焊片材及其制造方法，尤其涉及一种具有优异成型性和硬钎焊性的换热器用铝合金制硬钎焊片材及其有利的制造方法。并且，本发明的该铝合金制硬钎焊片材尤其适合用作汽车换热器的结构材料。
背景技术
近年，在所有产业领域中，节约资源和节能都已成为必须面对的课题。在汽车工业中，为了解决这些课题，正在推进汽车的轻量化，对于汽车换热器，也希望减小其尺寸和重量。为了实现这些目的，人们已经研究了各种方法，其中之一是通过对结构部件进行精密加工来提高散热性，而为了实现这一目的，对结构材料，要求提高成型后的尺寸精度，即提高成型性。
同时，在诸如电容器和蒸发器等汽车换热器上，采用轻量而强度好、热传导率优异的铝合金作为换热器材料的铝合金制品已广泛使用。另外近年来，室内空调用换热器中也开始普及铝合金材质。这种换热器，是由用作工作流体通道的管材和集管部件、用于改变工作流体流动方向的板材、用作热传输介质的翅片材料、和用于确保耐用性的侧板部件等构成，通过将这些部件利用硬钎焊进行多点接合而制成。需要说明的是，硬钎焊接合是将内含钎料的结构部件加热至600℃左右，向接头提供熔融钎料，并将接头的缝隙用钎料填充后进行冷却的工艺。尤其是在汽车换热器中，通常采用的方法是：将附着有氟化物类助焊剂的各个部件组装成规定的结构，之后在非活性气体气氛的加热炉中进行加热和硬钎焊接合。
并且，为了对这种换热器的结构部件进行硬钎焊，要用到换热器用铝合金制硬钎焊片材，而为了提高这种换热器用硬钎焊片材的成型性，迄今为止对材料构成和制造工序等进行了各种研究。
例如，专利文献1(日本特开2013-036099号公报)中提出了一种具有优异成型性的铝合金制硬钎焊片材，其通过使状态为o，使芯材的平均晶体粒径变得微小而实现；但是其中也存在这样的问题：在由o材料构成的硬钎焊片材中，成型后残余应变少的部位在硬钎焊加热中难以再结晶，容易发生钎料侵蚀，难以对所有成型都保证硬钎焊性。
另外，专利文献2(日本特许第5737798号公报)也提出了一种具有优异成型性的铝合金制硬钎焊片材，其通过抑制铸造时巨大金属间化合物的产生，提高坯料的拉伸强度，使坯料的芯材上形成规定的织构而实现。但是，如该专利文献2中的[0036]段和表3～5所示，硬钎焊片材的钎料侵蚀深度达到坯料的钎料厚度的2倍以上，因此存在难以保证硬钎焊性的问题。
因此，换热器用铝合金制硬钎焊片材的技术问题之一是，如何兼顾成型性和硬钎焊性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2013-036099号公报
专利文献2:日本特许第5737798号公报
技术实现要素：
发明要解决的问题
在此，本发明基于如上所述的背景，所要解决的技术问题是，提供一种具有优异成型性和硬钎焊性的换热器用铝合金制硬钎焊片材及其有利的制造方法。
用于解决问题的方案
并且，本发明人为了解决上述的技术问题，经过深入研究发现，首先，对于芯材的成分，通过控制si和fe的含量，并进一步控制mn的含量大于si和fe的含量之和，可以抑制al-mn系金属间化合物、al-si-mn系金属间化合物、al-fe-mn系金属间化合物和al-si-fe-mn系金属间化合物(以下，将这些金属间化合物统称为“mn系化合物”)的形成，确保溶质原子的固溶量。
另外发现，将芯材和表层材料的复合材料进行热轧得到包层材料时，优选降低其热轧复合的各个道次中的板厚减少的应变速率，将热轧复合中的复合材料的温度控制在低水平，由此，可以抑制mn系化合物的形成，确保溶质原子的固溶量，且可以确保规定的第二相颗粒分布。
并且发现，通过使状态为h而不是o，可以抑制成型后残余应变少的部位上的钎料侵蚀。
进而发现，通过使在标称应变为1％～2％范围内的加工硬化指数：n值为0.010以上，用直径50mm的球形冲头进行杯突试验而产生贯穿裂纹时的冲压深度为10mm以上，可以确保在单轴拉伸和双轴拉伸的任一情况下晶格缺陷均易于均匀地导入材料这一特性，从而可以保证轧板中加工应变均匀分布且平坦度高。
由此，本发明人等发现，控制铝合金的组成、状态和金相组织而保证了其特性的硬钎焊片材，由于轧板的平坦度高，成型后的尺寸精度好，因而成型性优异；进而，在硬钎焊加热中，由于芯材再结晶会形成大的再结晶晶粒，因而硬钎焊性也优异。基于此，本发明人等发现能够提供可兼顾成型性与硬钎焊性的铝合金制硬钎焊片材，从而完成了本发明。
因此，本发明中，为解决上述的技术问题，提供一种换热器用铝合金制硬钎焊片材，其特征在于，其是具备芯材、包层于该芯材一侧的面上的第一钎料、以及包层于该芯材另一侧的面上的第二钎料的换热器用硬钎焊片材，所述芯材由如下铝合金形成，所述铝合金含有si：0.05～0.6质量％、fe：0.05～0.7质量％、mn：0.6～2.0质量％，且si、fe和mn的含量满足式：si+fe≤mn的条件，余量为al和不可避免的杂质，且所述第一钎料和所述第二钎料分别由含有si：4.5～13.0质量％和fe：0.05～0.8质量％、余量为al和不可避免的杂质的al-si系合金形成，同时，所述换热器用铝合金制硬钎焊片材具有由hxy表示的状态，其中x为1或2，y为2～6的自然数，且构成硬钎焊片材的芯材部位在常温下的电阻率为31～50nωm，另外，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的面积率设为f(％)，将平均等效圆直径设为r(μm)，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的分散率定义为f/r时，所述芯材部位的第二相颗粒的分散率为5～50％·μm-1，且所述换热器用铝合金制硬钎焊片材在标称应变为1％～2％的范围内的加工硬化指数：n值为0.010以上，进而用直径：50mm的球形冲头进行杯突试验而产生贯穿裂纹时的冲压深度为10mm以上。
另外，本发明中，为解决上述的技术问题，提供一种换热器用铝合金制硬钎焊片材，其特征在于，其是具备芯材、包层于该芯材一侧的面上的第一钎料、包层于该芯材另一侧的面上的中间层材料、以及包层于该中间层材料的与所述芯材相反侧的面上的第二钎料的换热器用硬钎焊片材，所述芯材由如下铝合金形成，所述铝合金含有si：0.05～0.6质量％、fe：0.05～0.7质量％、mn：0.6～2.0质量％，且si、fe和mn的含量满足式：si+fe≤mn的条件，余量为al和不可避免的杂质，且所述第一钎料和所述第二钎料分别由含有si：4.5～13.0质量％和fe：0.05～0.8质量％、余量为al和不可避免的杂质的al-si系合金形成，进而所述中间层材料由如下铝合金形成，所述铝合金含有si：0.05～0.6质量％、fe：0.05～0.7质量％和zn：0.05～5.0质量％，余量为al和不可避免的杂质，同时所述换热器用铝合金制硬钎焊片材被施以用于赋予由hxy表示的状态代号的调质，其中x为1或2，y为2～6的自然数，且构成硬钎焊片材的芯材部位在常温下的电阻率为31～50nωm，另外，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的面积率设为f(％)，将平均等效圆直径设为r(μm)，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的分散率定义为f/r时，所述芯材部位的第二相颗粒的分散率为5～50％·μm-1，且所述换热器用铝合金制硬钎焊片材在标称应变为1％～2％的范围内的加工硬化指数：n值为0.010以上，进而用直径：50mm的球形冲头进行杯突试验而产生贯穿裂纹时的冲压深度为10mm以上。
另外，基于所述本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材的优选方式中，构成所述芯材的所述铝合金还含有cu：0.05～1.0质量％和zn：0.05～3.0质量％中的至少任意一者，并且与所述cu和/或zn一并或作为其代替，还含有选自ti：0.05～0.3质量％、zr：0.05～0.3质量％和cr：0.05～0.3质量％中的1种或2种以上。
另外，基于本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材的另一优选方式中，构成所述第一钎料或所述第二钎料的所述al-si系合金还含有cu：0.05～1.5质量％和zn：0.05～5.0质量％中的至少任意一者，并且与所述cu和/或zn一并或作为其代替，还含有na：0.003～0.05质量％和sr：0.003～0.05质量％中的至少任意一者。
进而，本发明中，优选构成所述中间层材料的所述铝合金还含有mn：0.05～2.0质量％。
并且，本发明中，为了有利地制造上述换热器用铝合金制硬钎焊片材，还提供一种换热器用铝合金制硬钎焊片材的制造方法，其特征在于，具有对复合材料进行热轧的热轧复合工序，所述复合材料为将轧制成规定厚度的钎料或者钎料和中间层材料重叠在芯材的两面而得到的，且将该热轧复合工序的热轧中的各个道次中的板厚减少的最高应变速率控制在0.5～10s-1，并将所述热轧中的复合材料的最高温度控制在400～510℃。
并且，本发明中，还提供一种换热器用结构材料或换热器用翅片材料，其特征在于，由上述基于本发明的铝合金制硬钎焊片材形成。
发明的效果
由此，基于本发明的铝合金制硬钎焊片材中，芯材和其两侧包层的2个钎料的合金组成受到控制，且铝合金的状态、金相组织受到控制，从而确保了规定的特性，由此可发挥优异的成型性，同时还发挥硬钎焊性亦优的特点。并且，具有这种优良特点的硬钎焊片材，适合用于汽车换热器的结构材料或翅片材料。
另外，根据基于本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材的制造方法，在热轧复合工序中，通过降低各个道次中的板厚减少的应变速率，将热轧复合中的复合材料的温度控制在低水平，可以抑制mn系化合物的形成，确保溶质原子的固溶量，且能够有利地保证规定的第二相颗粒的分布，从而能够有利地制造出具有目标特性的硬钎焊片材。
附图说明
图1示出了本发明中用杯突试验装置对硬钎焊片材的冲压深度进行评价的方式的截面示意图。
图2示出了实施例中用于评价成型性、硬钎焊性和耐腐蚀性的测试用微型组件的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材及其制造方法的细节进行具体说明。
1.铝合金制硬钎焊片材
本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材，是由芯材、包层于该芯材的一侧的面上的第一钎料、包层于所述芯材另一侧的面上的第二钎料构成的三层结构的层压体，或在所述芯材和第二钎料之间还包层有中间层材料的四层结构的层压体，所述层压体由分别以规定的合金组成的铝合金构成的芯材、第一和第二钎料、以及中间层材料构成，同时还具有规定的状态、金相组织和特性，其意义或限定的理由如下。
1-1.芯材
首先，构成芯材的铝合金，含有si、fe和mn作为必要的合金成分。
其中，作为所述必要的合金成分之一的si，是帮助提高成型性和硬钎焊性的元素，铝合金中的si含量需要控制在0.05～0.6质量％(以下简单记做“％”)。需要说明的是，该si含量小于0.05％时，溶质原子的固溶量将过多，在硬钎焊加热中芯材不会再结晶，钎料会侵蚀芯材，因此不能确保良好的硬钎焊性。另一方面，si含量大于0.6％时，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此不能确保成型性。所述si的优选含量为0.05～0.4％，更优选的si含量为0.05～0.2％。
另外，作为另一必要的合金成分的fe，也是帮助提高成型性和硬钎焊性的元素，其在铝合金中的含量需要控制在0.05～0.7％。需要说明的是，fe含量小于0.05％时，溶质原子的固溶量将过多，在硬钎焊加热中芯材不会再结晶，钎料会侵蚀芯材，因此会引起不能确保硬钎焊性的问题。另一方面，fe含量大于0.7％时，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此不能确保有效的成型性。该fe的优选含量为0.05～0.5％，更优选的fe含量为0.05～0.3％。
进而，作为最后一个必要的合金成分的mn，是帮助提高成型性的元素，铝合金中的mn含量需要控制在0.6～2.0％。该mn含量小于0.6％时，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此产生成型性下降的问题。另一方面，mn含量大于2.0％时，铸造时会形成粗大的晶析物，因此会引起制造上的问题。需要说明的是，该mn的优选含量为0.6～1.8％，更优选的mn含量为0.6～1.6％。
并且，这些合金成分si、fe和mn的各自的含量要调整到满足式：si+fe≤mn的条件。需要说明的是，所述si和fe的总含量大于mn含量时，会过剩地形成mn系化合物，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此会引起不能确保成型性的问题。其中，优选将这些合金成分的含量调整到满足式：si+fe≤0.9×mn的条件。
需要说明的是，在构成芯材的铝合金中，除了上述必要的元素之外，还可以进一步添加并含有cu和zn的至少任意一者作为第一选择性添加元素。该cu和zn均为固溶后帮助提高成型性的元素。其中，cu的含量控制在0.05～1.0％。该cu含量小于0.05％时，不能充分获得上述效果，另一方面，cu含量大于1.0％时，由于腐蚀速率增大，因此难以充分确保自身耐腐蚀性。该cu的优选含量为0.05～0.8％，更优选含量为0.05～0.6％。另外，作为第一选择性添加元素的另一个，zn的含量调整控制在0.05～3.0％。该zn含量小于0.05％时，将难以获得上述效果。另一方面，zn含量大于3.0％时，由于腐蚀速率增大，因此不能充分确保自身耐腐蚀性。该zn的优选含量为0.05～2.5％，更优选含量为0.05～2.0％。
另外，在构成芯材的铝合金中，还可以进一步添加并含有选自ti、zr和cr中的1种或2种以上作为第二选择性添加元素。这些ti、zr和cr均为帮助提高自身耐腐蚀性的元素。其中，ti具有使腐蚀沿面方向发展、延迟板厚方向腐蚀的效果，而zr和cr具有使硬钎焊加热中再结晶晶粒变大的效果。并且，这些ti、zr和cr含量优选分别控制在0.05～0.3％。这些ti、zr和cr的含量小于0.05％时，将难以获得上述效果。另一方面，ti、zr和cr的含量大于0.3％时，铸造时会形成粗大的晶析物，引起制造性变差的问题。所述ti、zr和cr的优选含量为0.05～0.2％，更优选含量为0.05～0.15％。
同时，使所述芯材在铝合金制硬钎焊片材中通常占其厚度的60％以上，换言之，使包层率达到60％以上。该芯材的包层率优选控制在70％以上。这是因为，该芯材的包层率低于60％时，难以充分发挥作为芯材的功能。
1-2.第一和第二钎料
芯材在中间，分别构成其两侧包层的第一钎料和第二钎料的铝合金均含有si和fe作为必要合金成分，这些构成第一钎料的铝合金和构成第二钎料的铝合金，可以是相同的合金，也可以是不同的合金，都没有问题。
并且，构成这些钎料的铝合金中的si是帮助提高硬钎焊性的元素，其含量控制在4.5～13.0％。需要说明的是，所述si含量小于4.5％时，熔融钎料量变少，因此难以确保有效的硬钎焊性。另一方面，si含量大于13.0％时，熔融钎料量变多，会发生钎料侵蚀，导致硬钎焊性出现问题。该si的优选含量为4.5～11％，更优选含量为4.5～9.5％。
另外，作为另一个必要的合金成分，fe是帮助提高硬钎焊性的元素，其含量控制在0.05～0.8％。该fe含量小于0.05％时，钎料流动性下降，因此会出现不能确保良好硬钎焊性的问题。另一方面，fe含量大于0.8％时，腐蚀速率增大，从而产生不能确保自身耐腐蚀性的问题。需要说明的是，所述fe的优选含量为0.05～0.7％，更优选为0.05～0.5％。
需要说明的是，构成各个钎料的铝合金中，除了上述必要的元素之外，还可以进一步添加并含有cu和zn之中的至少任意一者作为第一选择性添加元素。该cu和zn均固溶帮助提高成型性。该第一选择性添加元素之中，cu的含量控制在0.05～1.5％。需要说明的是，该cu含量小于0.05％时，不能充分获得上述效果，另一方面，cu含量大于1.5％时，由于腐蚀速率增大，导致产生不能确保自身耐腐蚀性的问题。该cu的优选含量为0.05～1.3％，更优选含量为0.05～1.0％。另外，作为所述第一选择性添加元素的另一个，zn的含量控制在0.05～5.0％。该zn含量小于0.05％时，不能充分获得上述效果，另一方面，zn含量大于5.0％时，zn会浓缩在接合部的填角上，使得填角的腐蚀速率增大，导致产生不能充分确保填角耐腐蚀性的问题。该zn的优选含量为0.05～4.0％，更优选含量为0.05～3.0％。
另外，构成各个钎料的铝合金中，还可以进一步添加并含有na和sr中的至少任意一者，作为第二选择性添加元素。作为该第二选择性添加元素，na和sr均为帮助提高钎料流动性的元素。并且，该na和sr的含量分别控制在0.003～0.05％。需要说明的是，na和sr各自的含量小于0.003％时，不能充分获得上述效果，另一方面，na和sr各自的含量大于0.05％时，熔融钎料的粘度增大，钎料流动性下降，会引起硬钎焊性变差的问题。该na和sr各自优选的含量为0.003～0.04％，更优选含量为0.003～0.03％。
并且，上述合金组成的铝合金构成的第一和第二钎料，在目标铝合金制硬钎焊片材中，以各自的包层率达到4～15％左右的方式存在其中。
1-3.中间层材料
芯材和第二钎料之间可以存在中间层材料，从而构成四层结构的硬钎焊片材，构成该中间层材料的铝合金含有si、fe和zn作为必要的合金成分。
构成该中间层材料的铝合金中的si是帮助提高制造性和自身耐腐蚀性的元素，其含量控制在0.05～0.6％。需要说明的是，si含量小于0.05％时，高温下的抗变形能力下降，热轧复合中的压合性变差，因此不能确保良好的制造性。另一方面，si含量大于0.6％时，由于腐蚀速率增大，导致出现不能确保自身耐腐蚀性的问题。该si的优选含量为0.05～0.4％，更优选含量为0.05～0.2％。
另外，作为上述必要合金成分的另一个，fe是帮助提高制造性和自身耐腐蚀性的元素，其含量控制在0.05～0.7％。该fe含量小于0.05％时，高温下的抗变形能力下降，热轧复合中的压合性变差，导致硬钎焊片材的制造性出现问题。另一方面，fe含量大于0.7％时，由于腐蚀速率增大，导致产生自身耐腐蚀性变差的问题。该fe的优选含量为0.05～0.5％，更优选含量为0.05～0.3％。
进而，作为所述必要合金成分的最后一个，zn是帮助提高成型性和自身耐腐蚀性的元素，其含量控制在0.05～5.0％。该zn含量小于0.05％时，不能充分享有上述效果。另一方面，zn含量大于5.0％时，由于腐蚀速率增大，导致自身耐腐蚀性出现问题。该zn的优选含量为0.05～4.0％，更优选含量为0.05～3.0％。
并且，构成所述中间层材料的铝合金中，除了上述必要的合金成分以外，还可以进一步添加并含有mn作为选择性添加元素。作为该选择性添加元素，mn是固溶后帮助提高成型性的元素，其含量控制在0.05～2.0％。该mn含量小于0.05％时，不能充分获得上述效果，另一方面，mn含量大于2.0％时，铸造时会形成粗大的晶析物，导致硬钎焊片材的制造性出现问题。该mn的优选含量为0.05～1.8％，更优选含量为0.05～1.6％。
在此，上述合金组成的铝合金构成的中间层材料，在目标铝合金制硬钎焊片材中，以包层率达到4～15％左右的方式存在其中。
需要说明的是，分别构成上述芯材、钎料、中间层材料的铝合金中，即使含有mg、ca和其它不可避免的杂质元素，只要在不影响特性的范围内，就没有问题，具体而言，这些元素各自的含量在0.05％以下，且这些元素的总含量在0.15％以下时，对本发明的效果没有大的影响。
1-4.状态
状态是帮助提高硬钎焊性的，基于本发明的铝合金制硬钎焊片材具有由hxy表示的状态，其中x为1或2，y为2～6的自然数。并且，具有该状态的硬钎焊片材，如公知的那样，可以通过已知的调质处理来实现，例如仅进行加工硬化(没有进行最终退火处理)，或在加工硬化后进行适当退火处理(最终退火)而获得。需要说明的是，状态为o、h11或h21的情况下，成型后的残余应变少的部位会发生钎料侵蚀，难以确保良好的硬钎焊性。另外，状态为h17、h18、h19、h27、h28、h29的情况下，硬钎焊加热中的再结晶的驱动力过大，芯材的再结晶晶粒变得微小，会发生钎料侵蚀，因而导致硬钎焊性出现问题。需要说明的是，该状态代号的含义与jis-h-0001的规定一致。
1-5.金相组织
基于本发明的铝合金制硬钎焊片材中，构成芯材部位的铝合金中溶质原子的固溶量与电阻率具有相关性，因此本发明中，调节溶质原子的固溶量，使得所述芯材部位的电阻率在常温下达到31～50nωm，以提高成型性和硬钎焊性。通过控制芯材的合金组成或下述热轧复合的应变速率等，实现这种电阻率。需要说明的是，所述常温下的电阻率小于31nωm时，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此成型性难以确保。另一方面，常温下的电阻率大于50nωm时，溶质原子的固溶量将过多，硬钎焊加热中芯材部位不会再结晶，钎料将侵蚀芯材部位，导致产生不能确保良好硬钎焊性的问题。这种芯材部位在常温下优选的电阻率为31～45nωm，更优选的电阻率为31～40nωm。
另外，对于构成硬钎焊片材的芯材部位中的微小的第二相颗粒的分散状态，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的面积率设为f(％)，将平均等效圆直径设为r(μm)，将等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒的分散率定义为f/r时，调整所述芯材部位的第二相颗粒的分散率为5～50％·μm-1，由此可有助于提高成型性和硬钎焊性。并且，这种分散率可通过控制芯材的合金组成或下述热轧复合中的最高温度等来实现。需要说明的是，所述第二相颗粒的分散率小于5％·μm-1时，阻止硬钎焊加热中再结晶晶界移动的力小，芯材部位的再结晶晶粒变得微小，会发生钎料侵蚀，因此导致硬钎焊性出现问题。另一方面，第二相颗粒的分散率大于50％·μm-1时，由热轧复合中的塑性变形导入的晶格缺陷形成微带，n值变小，因此导致成型性出现问题。这种芯材部位的第二相颗粒的优选分散率为5～40％·μm-1，更优选的分散率为5～30％·μm-1。
1-6.特性
加工硬化指数(n值)帮助提高成型性，会根据芯材的溶质元素的固溶量和芯材的微小第二相颗粒的分散状态的不同而变化。通过调整使得单轴拉伸试验中在标称应变为1％～2％范围内的加工硬化指数：n值达到0.010以上，可以帮助提高成型性。需要说明的是，所述n值小于0.010时，由塑性变形导入的晶格缺陷分布不均，轧板的平坦度降低，因此难以确保充分的成型性。在标称应变为1％～2％范围内的优选的加工硬化指数：n值为0.020以上，更优选的加工硬化指数：n值为0.030以上。
另外，本发明中，为了有利于提高成型性，对杯突试验中产生贯穿裂纹时的冲压深度进行了限定。这种冲压深度会根据加工硬化指数(n值)不同而变化。另外，测量该冲压深度时，具体如图1所示，采用直径50mm的球形冲头2，对夹持在凹模4和防皱压板6之间的样品8进行杯突试验，以所述球形冲头2贯穿样品8的贯穿裂纹产生时的冲压深度达到10mm以上为目标，进行调整。需要说明的是，该冲压深度小于10mm时，由塑性变形导入的晶格缺陷分布不均，轧板的平坦度降低，有效的成型性难以确保。采用这种球形冲头2进行的杯突试验中，产生贯穿裂纹时优选的冲压深度为12mm以上，更优选为14mm以上。
本发明中，如上所述，通过限定铝合金制硬钎焊片材中构成芯材、钎料以及中间层材料的各铝合金的合金组成，并且使铝合金制硬钎焊片材具有规定的状态、金相组织和特性，有利地实现了优异的成型性和硬钎焊性。
2.铝合金制硬钎焊片材的制造
另外，具有上述的合金组成、状态、金相组织和特性的基于本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材，可按照以下方法有利地制造。
2-1.制造工序的具体细节
首先，将al裸金属或al母合金放入熔化炉中熔化，分别调整熔液的成分，以得到所述基于本发明的分别具有规定的铝合金组成的芯材合金、第一和第二钎料合金、中间层材料合金(熔液制造工序)。并且，将该调整成分后的熔液，用已知的半连续铸造法进行铸造，分别制造出芯材、第一和第二钎料或中间层材料的铸锭(铸造工序)。需要说明的是，对于由此得到的芯材铸锭，可以实施常规的均质化处理，也可以和第一、第二钎料铸锭或中间层材料铸锭一起实施均质化处理，都没有问题。接着，对芯材铸锭，第一、第二钎料铸锭或中间层材料铸锭，实施面铣。其后，考虑芯材铸锭的厚度，热轧第一、第二钎料铸锭或中间层材料铸锭，制作提供第一、第二钎料或中间层材料的轧板(钎料/中间层材料热轧工序)。随后，将由此得到的第一、第二钎料轧板或中间层材料轧板重叠在芯材铸锭上，制成三层或四层的复合材料(层压体)(层压工序)后，对该复合材料进行加热，实施热轧复合(热轧复合工序)。需要说明的是，三层的层压体是将芯材铸锭夹在中间，在其两侧重叠第一钎料轧板和第二钎料轧板而成的层压结构，四层结构体是在所述三层的层压体的芯材铸锭和第二钎料轧板之间夹有中间层材料轧板而成的层压结构。另外，该热轧复合中，控制轧机的各个道次中的板厚减少的应变速率和轧制中的复合材料的温度，制造包层材料。其后，冷轧该包层材料(冷轧工序)后，根据需要实施规定的最终退火，进行调质，最终形成目标状态：hxy的硬钎焊片材。即，在状态hxy中，x为1时，根据需要实施冷轧中途的中间退火，而无需进行最终退火，可制得目标状态：h12～h16的硬钎焊片材，而x为2时，冷轧后，实施规定的最终退火，可制得目标状态：h22～h26的硬钎焊片材。
需要说明的是，这种硬钎焊片材的制造工序中，层压体的热轧复合工序可分为粗轧工序和精轧工序来实施。并且，粗轧工序中，采用可逆式轧机。该可逆式轧机中采用的方式是，通过使层压体在轧辊间轧制多个道次来实施，通过使其每一道次的轧辊间间隔缩小，来降低层压体的板厚。并且，以可逆式的轧制方式进行实施，即其奇数次的道次和偶数次的道次中，轧辊的旋转方向互为相反方向，轧制方向交替变为相反方向。即，通过在包层轧制的每一道次反转轧辊的旋转方向，使得轧制的奇数次的道次与偶数次的道次中轧辊的旋转方向为相反方向，实现在双方向上进行轧制。另外，在所述粗轧工序之后，接着进行精轧工序。该精轧工序中，采用多个机架的串联式轧机。串联式轧机中，将具有一组轧辊的机架视为一个轧机，多个机架串联排列，单向轧制的同时降低板厚，通过最终机架后，卷绕成卷状，该机架数量优选为2～5个机架。在此，上述可逆式轧机中，将一次单程的轧制定义为1个道次，而串联式轧机中，将一组轧辊的轧制定义为1个道次。
并且，为了得到本发明中限定的芯材的金相组织，需要恰当的控制上述热轧复合工序中芯材的固溶析出行为，本发明中，轧机中各个道次(轧机)的板厚减少的应变速率和复合材料的最高温度，按照以下方式进行控制。
2-2.热轧复合的各个道次中的板厚减少的应变速率
控制轧机中的热轧复合工序的各个道次(轧机)上板厚减少的最高应变速率，以帮助提高成型性，为此，所述各个道次中的板厚减少的最高应变速率控制在0.5～10s-1。该最高应变速率小于0.5s-1时，轧制工序所需要的时间过长，生产性下降，因此不利于工业上实施。另一方面，最高应变速率大于10s-1时，由轧制导入的晶格缺陷将过多，轧制中或道次间第二相颗粒过度析出，溶质原子的固溶量将过少，n值变小，因此导致成型性出现问题。各个道次中的板厚减少的优选的最高应变速率为0.5～9s-1，更优选的最高应变速率为0.5～8s-1。
在此，轧制工序中的各个道次中的板厚减少的应变速率dε/dt(s-1)的计算方法如下。将某一道次中轧制前的板厚设为h1(mm)，将轧制后的板厚设为h2(mm)，将板通过速度设为v(mm·s-1)，将轧辊的半径设为r(mm)，则轧辊与板的接触长度：l(mm)可近似为l≈[r·(h1-h2)]1/2，h1减少至h2所需要的时间：t(s)可近似为t≈l/v，由此，应变速率可用下式表示。
dε/dt≈[(h1-h2)/h1]/t
＝[v/h]·[(h1-h2)/r]1/2
2-3.热轧复合中的复合材料的最高温度
另外，本发明中，为了得到目标硬钎焊片材，控制热轧复合中的复合材料的最高温度，以帮助提高成型性。该热轧复合中的复合材料的最高温度选定在400～510℃的范围内。需要说明的是，该复合材料的最高温度小于400℃时，芯材部位的第二相颗粒会形成得小而密，芯材部位的第二相颗粒的分散率将过大，因此难以确保良好的成型性。另一方面，所述复合材料的最高温度大于510℃时，芯材部位的第二相颗粒会发生奥斯瓦尔德熟化，芯材部位的第二相颗粒的分散率将过小，从而不能确保有效的硬钎焊性。该热轧复合中的复合材料优选的最高温度为400～490℃，更优选为400～470℃。
实施例
以下给出本发明的各种实施例，进一步具体说明本发明，但显然本发明并不因所述实施例的内容而受到任何限制。另外，应当理解，除下述实施例以及上述具体内容以外，只要在本发明的主旨范围内，可基于本领域技术人员的知识对本发明进行各种改变、修改和改进等。
1.三层包层硬钎焊片材的制造
将具有下述表1、表2和表5所示的铝合金组成的各种钎料合金1、2和芯材合金分别熔炼后，采用已知的半连续铸造法进行铸造，得到各种钎料1、2铸锭和芯材铸锭。其次，将各个铸锭面铣后，对于钎料1、2铸锭，经由可逆式粗轧工序实施热轧，直到达到可获得规定的包层率的板厚，由此制得各种钎料1、2轧板。其后，将热轧得到的这些钎料1、2轧板粘合在芯材铸锭的两面，制作复合材料，加热该复合材料后，在下述表3、表4和表6所示的条件下，实施可逆式粗轧工序和串联式精轧工序，进行热轧复合，制得包层材料。进而，在所述热轧复合后，进行冷轧和退火，按照下述表3、表4和表6所示的状态，制作出最终板厚为1.5mm或0.07mm的各种铝合金制硬钎焊片材，将这些作为样品。需要说明的是，对于上述退火，在发明例1～35、37～42、46和比较例1～23、25中采用的是冷轧过程中的中间退火和冷轧，而发明例43、44和比较例24、26、28中采用的是仅最终退火。另外，发明例45和47采用的是冷轧过程中的中间退火和冷轧后的最终退火，发明例36和比较例27采用的是仅冷轧不退火。另外，芯材的两侧包层的两个钎料(第一和第二)的包层率分别为10％。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
需要说明的是，在上述的表1、表2和表5的合金组成中，“-”表示在火花放电发射光谱分析仪的检测极限以下的含量，“余量”表示由al和不可避免的杂质组成。
对于按照上述方式制得的各种铝合金制硬钎焊片材样品，分别评价其制造性，同时对芯材部位的电阻率、芯材部位的第二相颗粒的分散率、加工硬化指数(n值)、杯突试验的冲压深度、成型性、硬钎焊性和耐腐蚀性进行了评价。这些测量方法或评价方法如下所述。需要说明的是，制造性的评价中，记为“×”的表示未能制造出硬钎焊片材样品。
(电阻率)
另行准备以与硬钎焊片材相同的制造条件进行了加工和热处理的芯材样品(未粘合硬钎焊片材钎料的芯材轧板)，对该芯材样品，根据jis-h-0505，在20℃的恒温槽内测量电阻，计算出电阻率。
(芯材部位的第二相颗粒的分散率)
对于各个样品，将板厚中央的l-st面用场发射型扫描电子显微镜(fe-sem)以2万倍的倍率进行拍摄，对于等效圆直径为0.5μm以下的第二相颗粒，用图像分析软件测出面积率f(％)和平均等效圆直径r(μm)，通过所述面积率除以平均等效圆直径(f/r)，计算出分散率。具体来说，对于同一样品，在5个视场中计算出分散率，将它们的算术平均值作为目标硬钎焊片材的芯材部位的第二相颗粒的分散率。
(加工硬化指数：n值)
首先，根据jis-z-2241，对各个样品在常温下进行拉伸试验，得到标称应力-标称应变曲线。然后，根据jis-z-2253，使用最小二乘法计算出在标称应变为1％～2％的范围内的加工硬化指数：n值。
(杯突试验的冲压深度)
采用图1所示的杯突试验装置，进行冲压深度的评价。具体来说，将各个样品分别切成宽度100mm×长度100mm的正方形，得到试验片8，将该试验片8以40kn的负载保持在凹模4与防皱压板6之间紧固的状态，将直径50mm的球形冲头2以120mm/s的速度冲压，在出现贯穿试验片8整个厚度的裂纹的瞬间，停止所述冲头2的动作，测量其冲压深度。
(成型性)
将最终板厚为1.5mm的各个样品分别切成宽度50mm×长度50mm，进行90°折弯后，进行用于形成多孔管安装孔的冲压加工，成型得到如图2所示形状的板材12。然后，测量该成型后的板材12的尺寸，对其成型性进行评价。另外，将最终板厚为0.07mm的各个样品切成宽度20mm×长度300mm，进行波纹加工，成型得到如图2所示波纹形状的翅片材料14。然后，测量该成型后的翅片材料14的尺寸，对其成型性进行评价。需要说明的是，将成型后的尺寸在公差范围内的情况评价为合格(○)，将在公差范围外的情况评价为不合格(×)。
(硬钎焊性)
如图2所示，使用微型组件10对硬钎焊性进行评价。具体来说，使用最终板厚为1.5mm的各个样品作为板材12，并使用由8g/m2zn喷镀的铝合金制挤出多孔管16和本发明例47的样品制得的翅片材料14，将这些组合起来制成微型组件10。另外，使用最终板厚为0.07mm的各个样品作为翅片材料14，将其与由本发明例2的样品得到的板材12和8g/m2zn喷镀挤出多孔管16进行组合，制成微型组件10。然后，将得到的这些微型组件浸入浓度5％的氟化物系助焊剂悬浮液，干燥后，实施硬钎焊加热。需要说明的是，硬钎焊加热的实施方式是，在氮气气氛炉内加热，并在600℃保持3分钟。对硬钎焊后的微型组件的截面进行显微观察，对于最终板厚为1.5mm的各个样品，调査板材12和挤出多孔管16之间的接合部有无填角，而对于最终板厚为0.07mm的各个样品，调査翅片材料14和挤出多孔管16之间的接合部有无填角，分别对硬钎焊性进行评价。并且，将硬钎焊后确认所述接合部存在填角的情况评价为合格(○)，将未能确认的情况评价为不合格(×)。
(耐腐蚀性)
对于上述硬钎焊试验中得到的硬钎焊微型组件，按照astm-g85，进行40天的swaat(海水醋酸测试，seawateraceticacidtest)试验，调査板材12或翅片材料14的腐蚀状态。对于其结果，将发生了点蚀、腐蚀或耗损严重的情况评价为不合格(×)，与之相反地将腐蚀或耗损轻微的情况评价为合格(○)。
上述表3和表4所示的发明例1～47的样品和表6所示的比较例1～28的样品，各自的试验结果或评价结果如下述表7和表8所示。
[表7]
[表8]
由上述表7的结果可知，本发明例1～47的样品中，钎料和芯材的合金组成在本发明限定的范围内，且金相组织和特性也在本发明限定的范围内，进而，制造条件也如表3、表4所示，满足本发明限定的条件，因此，样品的制造性良好，且成型性、硬钎焊性、耐腐蚀性均显示出优异的结果。
而比较例1～28中，如上述表8所示，存在各种问题。
即，比较例1～4的样品中，如上述表5所示，钎料的合金组成在本发明限定的范围外，因此存在各种问题。具体来说，比较例1中，钎料的si含量过少，熔融钎料少，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。另外，比较例2中，钎料的si含量过多，发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。进而，比较例3中，钎料的fe含量过少，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例4中，钎料的fe含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。
另外，比较例5中，钎料的cu含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。并且，比较例6中，钎料的zn含量过多，填角腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。进而，比较例7中，钎料的na含量过多，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。并且，比较例8中，钎料的sr含量过多，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
并且，比较例9～20中，芯材的合金组成如表5所示，在本发明限定的范围外，因此得到如下结果。即，比较例9中，芯材的si含量过少，钎料侵蚀了芯材，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例10中，芯材的si含量过多，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例11中，芯材的fe含量过少，钎料侵蚀了芯材，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例12中，芯材的fe含量过多，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例13中，芯材的mn含量过少，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例14中，芯材的mn含量过多，冷轧过程中产生裂纹，未能制成硬钎焊片材。
另外，比较例15中，芯材的si和fe含量的总量大于mn含量，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例16中，芯材的cu含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例17中，芯材的zn含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例18～20中，分别是芯材的ti、zr、cr含量过多，冷轧过程中产生裂纹，未能制成硬钎焊片材。
进而，比较例21～28中，由上述表6可知，样品的制造条件在本发明限定的条件之外，因此得到如下结果。即，比较例21中，热轧复合工序中的最高应变速率过大，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例22中，热轧复合工序中的最高温度过小，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例23中，热轧复合工序中的最高温度过大，发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
另外，比较例24～28的硬钎焊片材分别为状态o、h11、h21、h18、h28，由此发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性均不合格。并且，从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
2.四层包层硬钎焊片材的制造
基于已知的半连续铸造法，分别铸造具有下述表9、表10和表13所示的铝合金组成的各种钎料1、2合金、芯材合金和中间层材料合金，得到各种钎料1、2铸锭、芯材铸锭和中间层材料铸锭。其后，将各个铸锭进行面铣，并且，对于钎料1、2铸锭和中间层材料铸锭，分别通过可逆式粗轧工序进行热轧，直到达到可获得规定的包层率的板厚，制得钎料1、2轧板和中间层材料轧板。
然后，使所述热轧钎料1、2轧板和中间层材料轧板在上述芯材铸锭的两面，从而形成四层结构，即将钎料1的轧板重叠于芯材铸锭的一侧，将中间层材料轧板和钎料2的轧板依次重叠于芯材铸锭的另一侧，进行粘合，将得到的复合材料进行加热后，在下述表11、表12和表14所示的条件下实施可逆式粗轧工序和串联式精轧工序，进行热轧复合，制得包层材料。进而，在所述热轧复合后，实施冷轧和退火，按照下述表11、表12和表14所示的状态，制得最终板厚为1.5mm的各种铝合金制硬钎焊片材，作为各个样品。需要说明的是，对于上述退火，发明例48～82、84～98和比较例29～57、59中采用的是冷轧过程中的中间退火和冷轧，发明例99、100和比较例58、60、62中采用的是仅最终退火。另外，发明例101采用的是冷轧过程中的中间退火和冷轧后的最终退火，发明例83和比较例61采用的是仅冷轧不退火。需要说明的是，钎料1、钎料2和中间层材料的包层率分别为10％。
[表9]
[表10]
[表11]
[表12]
[表13]
[表14]
需要说明的是，上述表9、表10和表13所示的合金组成中，“-”表示在火花放电发射光谱分析仪的检测极限以下的含量，“余量”表示由al和不可避免的杂质组成。
对于由此制得的各种四层包层硬钎焊片材样品，分别评价电阻率、芯材部位的第二相颗粒的分散率、加工硬化指数(n值)、杯突试验的冲压深度、成型性、硬钎焊性和耐腐蚀性，其结果如下述表15至表17所示。需要说明的是，测量方法或评价方法与前述三层包层硬钎焊片材的情况相同。另外，上述表14中，制造性“×”的情况为未能制造出样品(硬钎焊片材)，因此未能对其进行评价，以“-”表示。
[表15]
[表16]
[表17]
由上述表15和表16的结果可知，本发明例48～101的样品中，钎料1、2、芯材和中间层材料的合金组成、金相组织、特性在本发明限定的范围内，且其制造条件也满足本发明限定的条件，因此这些样品的制造性良好，被认为是发挥出了成型性、硬钎焊性和耐腐蚀性均优异的特性。
而由表17可知，比较例29～36中，钎料的合金组成在本发明限定的范围外，因此出现了下述问题。即，比较例29中，钎料的si含量过少，熔融钎料少，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例30中，钎料的si含量过多，发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例31中，钎料的fe含量过少，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例32中，钎料的fe含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例33中，钎料的cu含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例34中，钎料的zn含量过多，填角腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例35中，钎料的na含量过多，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例36中，钎料的sr含量过多，钎料流动性下降，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
另外，比较例37～48中，芯材的合金组成在本发明限定的范围外，因此得到如下结果。即，比较例37中，芯材的si含量过少，钎料侵蚀了芯材，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例38中，芯材的si含量过多，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性也不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例39中，芯材的fe含量过少，钎料侵蚀了芯材，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例40中，芯材的fe含量过多，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例41中，芯材的mn含量过少，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
另外，比较例42中，芯材的mn含量过多，冷轧过程中产生裂纹，未能制成硬钎焊片材。比较例43中，芯材的si和fe含量的总量大于mn含量，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例44中，芯材的cu含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例45中，芯材的zn含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例46～48中，分别是芯材的ti、zr、cr含量过多，冷轧过程中产生了裂纹，因此未能制成硬钎焊片材。
进而，比较例49～54中，中间层材料的合金组成在本发明限定的范围外，因此得到如下结果。即，比较例49中，中间层材料的si含量过少，热轧复合工序中发生压合不良，未能制成硬钎焊片材。比较例50中，中间层材料的si含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例51中，中间层材料的fe含量过少，热轧复合工序中发生压合不良，未能制成硬钎焊片材。比较例52中，中间层材料的fe含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例53中，中间层材料的zn含量过多，自身腐蚀速度增大，因此耐腐蚀性不合格。比较例54中，中间层材料的mn含量过多，冷轧过程中产生裂纹，未能制成硬钎焊片材。
另外，比较例55～62中，样品(硬钎焊片材)的制造条件在本发明限定的条件之外，因此得到如下结果。即，比较例55中，热轧复合工序中的最高应变速率过大，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例56中，热轧复合工序中的最高温度过小，n值小，因此成型性不合格。从其结果来看，未形成填角，因此硬钎焊性不合格，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。比较例57中，热轧复合工序中的最高温度过大，发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
并且，比较例58～62中，分别是状态o、h11、h21、h18、h28，由于发生了钎料侵蚀，因此硬钎焊性不合格。从其结果来看，接合部发生腐蚀贯穿，因此耐腐蚀性也不合格。
产业上的可利用性
本发明的换热器用铝合金制硬钎焊片材可以兼顾优异的成型性和优异的硬钎焊性，因此，适合用于换热器的结构材料和换热器的翅片材料，尤其可用于汽车的换热器，具有产业上显著的可利用性。
附图标记说明
2球形冲头
4凹模
6防皱压板
8试验片
10微型组件
12板材
14翅片材料
16挤出多孔管