铝合金材料及其制造方法以及铝合金复合材料及其制造方法
【专利摘要】本发明提供一种铝合金材料及其制造方法，该铝合金材料能够在600℃左右的温度下进行钎焊，强度高且耐腐蚀性优异。本发明的铝合金材料含有Si：不足0.2质量％、Fe：0.1质量％～0.3质量％、Cu：1.0质量％～2.5质量％、Mn：1.0质量％～1.6质量％以及Mg：0.1质量％～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×105个/mm2以上，并且，当量圆直径为0.1μm以上的Al2Cu的数密度为1.0×105个/mm2以下。
【专利说明】
错合金材料及其制造方法从及错合金复合材料及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明设及作为汽车等的换热器的构成构件使用的侣合金材料及其制造方法，W 及侣合金复合材料及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 如图1所示，散热器等换热器例如具有在形成为扁平状的多根管1之间配置有加工 成波纹状的薄壁散热片2的构造。管1和散热片2-体形成。管1的两端分别向由集管3和箱4 形成的空间开口。在换热器中，经由管1将高溫的制冷剂自一箱侧的空间送往另一箱侧的空 间，并使通过管1和散热片2进行热交换而变为低溫的制冷剂循环。
[0003] 运样的换热器的管通常使用具有忍材、内衬材料和针料的硬针焊薄板(Brazing Sheet)。作为忍材，例如使用JIS3003(Al-0.15wt%Cu-l. lwt%Mn)合金，在忍材的内侧即 始终与制冷剂接触的一侧使用JIS7072 (Al - Iwt %化)合金作为内衬材料，在忍材的外侧通 常使用JIS4045(Al-10wt%Si)合金等作为针料。管通过针焊一体接合于加工成波纹状的 散热片等其他构件。作为针焊法，可举出针剂针焊法、使用非腐蚀性针剂的NOCOLOK针焊法 等，针焊通过将各构件加热到600°C左右的溫度来进行。
[0004] 然而，近年来，换热器向轻量、小型化的方向发展，为此，期望材料薄壁化。但是，在 利用现有方法进行薄壁化时，产生了很多问题。例如，对于构成制冷剂通路的构件(管、集管 等），导致外部耐腐蚀性变差。此外，对于散热片，除了在针焊时发生压曲之外，还会因针料 的扩散而产生烙融。当散热片发生压曲时，通风阻力的增加导致换热器的热效率下降，运是 公知的。
[0005] 除了要消除上述问题，还需要特别提高管的强度。W往所采用的设计构思主要是 利用MgsSi的时效析出来强化材料。因此，为了高强度化，采用增加忍材中的Si、Mg的含量的 方法。但是，当增加Si的含量时，会导致忍材的烙点大幅降低。因此，由于要在60(TC左右的 溫度进行针焊，所W不期望大幅增加Si的含量，因此，管的高强度化也处于停滞不前的现 状。
[0006] 对此，在专利文献1中，公开了一种侣合金硬针焊薄板，其包覆了由含有Cu的侣合 金形成的针料作为复合层。通过使用含有Cu的侣合金作为针料，使得针料的烙点降低，使针 焊溫度变为570°C~585 °C的低溫，运样一来就可W增加忍材中的Si、化的含量，从而能够实 现管的高强度化。当向针料中添加Cu时，针料的电位升高，可能导致忍材优先被腐蚀。对此， 通过向针料中添加能使化等的电位降低的元素来进行应对。
[0007] 现有技术文献 [000引专利文献
[0009] 专利文献1:日本特开平7-207393号公报
【发明内容】
[0010] 然而，在专利文献1的侣合金硬针焊薄板中，未规定忍材的化合物的存在状态。因 此，在针焊加热后，Si和Cu的固溶量可能会降低。由此，针焊加热后的时效强化得不到有效 发挥，强度也会降低。
[0011] 本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于，提供一种能够在60(TC左右的溫度 下进行针焊、且强度高、耐腐蚀性优异的侣合金材料及其制造方法，W及侣合金复合材料及 其制造方法。
[0012] 本发明人对上述课题进行了研究，结果发现，作为材料的设计思想，如果通过控制 组织而最大限度地利用A12化Mg的时效析出，则能够在抑制忍材的烙点降低的情况下，获得 更高强度的侣合金材料。
[0013] 本发明的侣合金材料其特征在于，含有Si :不足0.2mass %、Fe : 0 . Imass %~ 0.3mass%、Cu: 1. Omass% ~2.5mass%、Mn: 1 .Omass%~1.6mass% 臥及]\%:0.1 mass% ~ I .Omass%，余量由Al和不可避免的杂质构成，当量圆直径为0.1 wnW上的Al-Mn系化合物 的数密度为1.0 X IO5个Aim2W上，且当量圆直径为0.1皿W上的AlsCu的数密度为1.0 X 1〇5 个/mm2W下。
[0014] 优选的是，本发明的侣合金材料还含有Ti:0.05mass%~0.2mass %、Zr : 0.0 Smass % ~0.2mass%、V: 0.0 Smass % ~0.2mass% W及Cr: 0.0 Smass % ~0.2mass % 中的 1种或2种W上。
[0015] 本发明的侣合金复合材料的特征在于，在所述忍材的一面具有针料或牺牲阳极材 料。
[0016] 本发明的侣合金复合材料其特征在于，在所述忍材的一面具有针料，在所述忍材 的另一面具有牺牲阳极材料。
[0017] 更优选的是，所述针料为含有Si :7.0mass%~12.0mass%，余量由Al和不可避免 的杂质构成的Al-Si系合金。
[001引优选的是，所述针料优选为含有Si : 7. Omass %~12. Omass % W及Cu: 1. Omass %~ 2.5mass%，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Si-化系合金。
[0019] 更优选的是，所述针料为含有Si : 7 . Omass %~12 . Omass %、Cu : 1. Omass %~ 2.5mass% W及Zn:0 . Imass%~3 .Omass%，余量由Al和不可避免的杂质构成的A1 -Si - 化一化系合金。
[0020] 本发明的侣合金材料的制造方法其特征在于，该制造方法包括铸造侣合金的铸造 工序、加热铸锭的加热工序W及对加热后的铸锭进行热社处理和冷社处理的社制工序，在 所述加热工序中，在420°C~550°C下进行加热处理，在所述加热工序之后，在320°C~400°C 下的保持时间为6分钟W下。
[0021] 优选的是，在所述铸造工序之后，还包括在400°C~550°C下对铸锭进行均质化处 理的均质化处理工序。
[0022] 优选的是，在所述社制工序过程中和所述社制工序之后的至少一个时段，还包括 在200°C~320°C下进行退火处理的退火工序。
[0023] 本发明的侣合金复合材料的制造方法的特征在于，该制造方法包括:铸造工序，分 别铸造作为所述忍材的侣合金材料、W及作为所述针料和所述牺牲阳极材料的侣合金材料 中的至少一种；热社工序，对铸造后的针料用铸锭和牺牲阳极材料用铸锭中的至少一种铸 锭进行热社直至达到规定的厚度;组合工序，将热社后的针料和热社后的牺牲阳极材料中 的至少一种与忍材用铸锭组合而做成夹层材料;加热工序，对所述夹层材料进行加热;热社 复合工序，对所述夹层材料进行热社复合；W及冷社工序，对热社复合后的夹层材料进行冷 社处理，在所述组合工序中，在所述忍材用铸锭的一面组合所述热社后的针料或所述热社 后的牺牲阳极材料;或者，在所述忍材用铸锭的一面组合所述热社后的针料，在所述忍材用 铸锭的另一面组合所述热社后的牺牲阳极材料，在所述加热工序中，在420°C~550°C下进 行加热处理，在所述加热工序之后，320°C~400°C下的保持时间为6分钟W下。
[0024]优选的是，在铸造作为所述忍材的侣合金材料的铸造工序之后，还包括在40(TC~ 55(TC下对铸造后的忍材用铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。
[00巧]优选的是，在所述冷社工序过程中和所述冷社工序之后的至少一者，还包括在200 °C~320°C下进行退火处理的退火工序。
[0026] 本发明的侣合金材料具有高强度，成形性优异。此外，由于本发明的侣合金材料烙 点高，因此，W该侣合金材料为忍材的侣复合材料能够在600°C左右的溫度下进行针焊。
【附图说明】
[0027] 图1是表示现有的换热器的一部分的分解立体图。
【具体实施方式】
[0028] W下，具体说明用于实施本发明的方式（W下称为本实施方式。）。另外，将"mass% (质量％)"简记为"％"。
[0029] (侣合金材料的组成）
[0030] 在现有的侣合金材料中，利用MgsSi的时效析出实现了材料的强化。但是，当Si的 含量多时，侣合金材料的烙点会大幅降低，因此，考虑到要在600°C左右的溫度下进行针焊， 不期望为了材料的进一步强化而增加Si的含量。因此，本发明人发现了通过利用A12化Mg的 时效析出来获得高强度的材料。Cu也与Si同样具有使侣合金材料的烙点降低的作用，但其 影响不像Si那么大。Cu的含量即使较多，在烙点方面，也能够在600°C左右的溫度下进行针 焊。因此，设计了抑制Si的含量，而增加化的含量的材料。
[0031] 此外，为了利用AlsCuMg的时效析出，优选的是，增加针焊加热后的化的固溶量。因 此，为了增加针焊加热后的Cu的固溶量，要抑制当量圆直径为0.1皿W上的粗大AlsCu的析 出。此外，为了进一步更有效地利用AlsCuMg的时效析出，需要减少侣合金中的位错环的数 量。Al-Mn系化合物具有在与母相的界面处消除泽火过剩空位的作用，因此，具有减少位错 环数量的效果。因此，促进了当量圆直径为0.1皿W上的粗大的Al-Mn系化合物的析出。
[0032] 本发明的侣合金材料含有Si :不足0.2 %、Fe: 0.1 %~0.3%、Cu: 1.0 %~2.5 %、 Mn: 1.0%~1.6% W及Mg:0.1 %~1.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成。此外，也可W含 有Ti :0.05%~0.2%、Zr :0.05%~0.2%、V:0.05%~0.2% W及Cr:0.05%~0.2% 中的1 种或2种W上。
[0033] Si通常作为不可避免的杂质混入到母合金中。Si固溶于侣母相中，利用固溶强化 而提高材料的强度。此外，Si形成金属间化合物，利用析出强化而提高材料的强度。但是，在 同时存在大量的Cu的情况下，析出单体Si、Al-Cu-Si系化合物。当Si的含量达到0.2% W 上时，运些金属间化合物会在晶界处析出而引发晶界腐蚀，使耐腐蚀性下降。此外，可能会 导致侣合金材料的烙点降低。因此，Si的含量不足0.2%，优选不足0.1%。
[0034] Fe在侣合金中与Mn形成金属间化合物。该金属间化合物结晶、析出，利用弥散强化 而提高材料的强度。当Fe的含量不足0.1%时，无法充分获得该效果。另一方面，当Fe的含量 超过0.3 %时，会产生不与Mn形成金属间化合物的化，运会成为腐蚀的起点。因此，Fe的含量 为0.1 %~0.3%，优选为0.1 %~0.2%。
[0035] Mn 与 Si、Fe、Cu 反应而形成 Al-^-Mru Al-Si-^-MruAl-Qi-Mn 系化合物。运 些金属间化合物结晶、析出，利用弥散强化而提高材料的强度。此外，运些金属间化合物与 母相形成非匹配的界面，该界面在针焊中成为向侣合金材料导入的空位的消除部位。在针 焊中，当向侣合金材料导入空位时，空位在针焊的冷却中形成位错环。而且，在针焊后，在该 位错环上不均匀地析出S'相。S'相对强度的贡献小，因此，材料的强度会下降。但是，当存在 Al-Fe-Mn、Al -Si-Fe-Mn、Al -Cu-Mn系化合物时，能够消除成为位错环的起因的空 位，因此，在针焊加热后不易在材料中残留位错环。由此，能抑制S'相的不均匀析出，促进 AlsCuMg的时效析出。AlsCuMg相针对强度的贡献大。如上，当添加Mn时，强度提高。当Mn的含 量不足1.0%时，不能充分获得该效果。另一方面，当Mn的含量超过1.6%时，会形成粗大的 结晶物，会使成品率下降。因此，Mn的含量为1.0%~1.6%，优选为1.2%~1.5%。
[0036] 化与Mg反应而形成AlsCuMgDAlsCuMg在针焊后利用时效析出大幅提高材料的强度。 当Cu的含量不足1.0%时，不能充分获得该效果。另一方面，当Cu的含量超过2.5%时，可能 导致侣合金材料的烙点降低。此外，AbCu会在晶界处析出，引起晶界腐蚀。因此，Cu的含量 为1.0%~2.5%，优选为1.5%~2.5%。
[0037] Mg与化反应而形成AlsCuMgDAlsCuMg在针焊后利用时效析出大幅提高材料的强度。 当Mg的含量不足0.1 %时，不能充分获得该效果。另一方面，当Mg的含量超过1.0%时，在使 用非腐蚀性针剂的环境下进行针焊时，Mg扩散到针料中，导致针焊性显著下降。此外，有时 会导致针焊前的伸长率下降而使成形加工性下降。因此，Mg的含量为0.1%~1.0%，优选为 0.125%~0.5%。
[0038] Cr、化各自在侣合金中形成微细的金属间化合物，提高材料的强度。当Cr、化各自 的含量不足0.05 %时，不能充分获得该效果。另一方面，当Cr Jr各自的含量超过0.2 %时， 可能形成粗大的金属间化合物，使侣合金材料的成形加工性下降。因此，Cr、Zr的含量分别 优选为0.05%~0.2%，更优选为0.05%~0.1%。
[0039 ] Ti、V各自在侣合金中形成微细的金属间化合物，提高材料的强度。此外，该金属间 化合物呈层状分散。该金属间化合物的电位高，因此具有发生水平方向上的腐蚀，但不易发 生深度方向上的腐蚀的效果。当Ti、V各自的含量不足0.05%时，运些效果小。另一方面，当 Ti、V各自的含量超过0.2%时，可能形成粗大的金属间化合物，使侣合金材料的成形加工性 下降。因此，Ti、V的含量优选为0.05%~0.2%，更优选为0.05%~0.1%。
[0040] 化/Mg比根据其值的不同使得针焊加热后析出的相不同。当Cu/Mg比小于1时，在针 焊加热后析出Al6CuMg4DAl6CuMg4对时效硬化的贡献小，因此，可能导致强度降低。另一方 面，当Cu/Mg比大于8时，在针焊加热后析出A12化。Ab化比A12化Mg对时效硬化的贡献还小， 所W，可能导致强度降低。因此，化Ate比优选为1~8,更优选为3~6。
[0041] 本发明的侣合金材料还可W含有具有使铸锭组织细化的作用的B、其他不可避免 的杂质元素。运些元素的含量优选为0.05% W下。
[0042] (侣合金材料的金相组织）
[0043] 当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物（例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe- Mn-Si、Al-Cu-Mn系化合物）由于其尺寸比较大，因此，在针焊时不易固溶于侣合金材料 中，在针焊后仍有残留。Al-Mn系化合物与母相Al晶格常数不同，因此，与母相形成非匹配 的界面，该界面成为在针焊中向侣合金材料中导入的空位的消除部位。在针焊中，当向侣合 金材料中导入空位时，空位在针焊的冷却中形成位错环。而且，在针焊后，在该位错环上不 均匀地析出S'相。S'相虽然是Al-化一Mg系合金的时效析出相，但对强度的贡献小。不仅如 此，由于它能使化的固溶量降低，因此，会使侣合金材料的强度下降。但是，当存在一定W上 的Al -Mn系化合物时，在针焊后存在于侣合金材料中的位错环会减少，因此，能够抑制S '相 的析出，从而能够有效利用AlsCuMg的时效析出。由此，侣合金材料的强度提高。在当量圆直 径为0.1皿W上的Al -Mn系化合物的数密度不足1.0 X IO5个/mm咐，该效果小。因此，本发明 中的当量圆直径0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度为1.OX IO5个/mm2W上，优选为2.0 X105个/mm2w上。
[0044] 当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度通过用SEM观察侣合金材料， 并对SEM像进行图像分析而求得。
[0045] 当量圆直径为0.化mW上的AhCu由于其尺寸比较大，因此，在针焊时不易固溶于 侣合金材料中，在针焊后仍有残留。由此，针焊后的Cu的固溶量降低。当针焊后的Cu的固溶 量低时，不能充分获得利用AlsCuMg的时效析出提高材料强度的效果，且A12化会成为晶界腐 蚀的起点，所W耐腐蚀性也下降。因此，本发明中的当量圆直径为0.1 wnW上的A12化的数密 度为1.0X105个/mm?下，优选为0.8X105个/mm?下。
[0046] 当量圆直径为0.1皿W上的A12化的数密度通过用SEM观察侣合金材料，并对SEM像 进行图像分析而求得。
[0047] (侣合金复合材料）
[0048] 本发明的侣合金复合材料W上述侣合金材料为忍材，在忍材的一面具有针料或阳 极牺牲材料。此外，本发明的侣合金复合材料W上述侣合金材料为忍材，在忍材的一面具有 针料，在忍材的另一面具有阳极牺牲材料。
[0049] 作为针料，可W使用在侣合金的针焊中通常所用的侣合金。例如，可举出Al-Si系 合金、Al-Si-Cu系合金、Al-Si-Cu-化系合金、Al-Si-Zn系合金、Al-Si-Mg系合金 W及Al-Si-Mg-Bi系合金。具体而言，作为Al-Si系合金，优选为含有Si :7.0%~ 12.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成的侣合金。此外，作为Al-Si-Cu系合金，优选为 含有Si :7.0%~12.0%和化：1.0%~2.5%，余量由Al和不可避免的杂质构成的侣合金。此 夕h作为41-51-〇1-化系合金，优选为含有51:7.0%~12.0%、加：1.0%~2.5%^及化： 0.1 %~3.0%，余量由Al和不可避免的杂质构成的侣合金。
[0050] 作为牺牲阳极材料，可W使用侣或侣合金等公知的材料。例如，可举出Al-化系合 金O
[0051] (侣合金材料的制造方法）
[0052] 首先，烙化具有上述组成的侣合金原料，利用DC(Direct化ill,直接冷凝)铸造法 制作侣合金铸锭。在DC铸造法中，烙融金属的冷却速度要非常快，为0.5°C/秒~20°C/秒。因 此，铸造时产生的金属间化合物是微细的，侣合金中所含的元素过饱和地固溶。然而，根据 铸造条件，可能会使铸锭中大量出现当量圆直径为10曲iW上的粗大的AlsCu。当铸锭中存在 运样的化合物时，Cu在母相中的固溶量下降，在后续的针焊加热后的自然时效中，有助于时 效析出的固溶Cu不足，因此，可能导致针焊加热后的强度下降。当对该铸锭进行均质化处理 时，粗大的AlsCu向母相中固溶，因此，针焊加热后的强度稳定，且成为高强度。当在不足400 °C的溫度下进行均质化处理时，不能充分获得该效果。另一方面，当在超过550°C的溫度下 进行均质化处理时，Al-Mn系化合物的密度降低，因此不期望该处理。因此，期望不进行均 质化处理，或优选在400°C~550°C的溫度下进行。另外，均质化处理之后，期望对冷却后的 铸锭进行端面切削处理。
[0053] 接着，在进行加热处理之后，通过进行热社处理而将板厚降至规定板厚。当在超过 550°C的溫度下进行加热处理时，过饱和地固溶的Mn无法新形成Al-Mn系的析出相，当量圆 直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度不增加，因此不期望该处理。另一方面当在不 足420°C的溫度下进行加热处理时，Mn的扩散速度过低，因此，无法新析出Al-Mn系化合物， 当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度不增加，因此，不期望该处理。因此，热 社处理前的加热处理期望在420°C~550°C的溫度下进行。此外，加热处理的保持时间优选 为5小时W下。
[0054] 此外，加热处理之后，侣合金铸锭的溫度逐渐降低。在320°C~400°C的溫度范围 中，固溶于侣合金中的化W粗大的AlsCu的形态析出。因此，当在该溫度范围下保持超过6分 钟时，当量圆直径为0.1皿W上的Ab化的数密度可能会超过1 .OX IO5个/mm2。因此，加热处 理后的320°C~400°C的溫度范围下的保持时间期望为6分钟W下。
[0055] 热社处理之后，进行冷社处理直至达到目标板厚，制作侣合金材料。可W在冷社处 理的中途进行中间退火处理，也可W在冷社处理之后进行最终退火处理。中间退火处理和 最终退火处理可W只进行任一种，也可W两种都进行。本发明的侣合金材料由于Cu的含量 多，因此，板巧的强度会非常高。因此，为了确保成形性，期望实施最终退火处理，还期望进 行中间退火处理。然而，当在超过320°C的溫度下进行退火处理时，可能导致当量圆直径为 0.1皿W上的AlsCu的数密度增加。另一方面，当在不足200°C的溫度下进行退火处理时，无 法消除冷社时导入的晶格缺陷，进行退火没有意义。因此，本发明中的退火处理无论是中间 退火处理还是最终退火处理，均期望在200°C~320°C的条件下实施。
[0056] (侣合金复合材料的制造方法）
[0057] 首先，铸造作为忍材的侣合金。具体而言，烙化具有上述组成的侣合金原料，利用 DC(Direct化ill)铸造法制作忍材用侣合金铸锭。接着，对忍材用侣合金铸锭进行均质化 处理。在均质化处理工序中，优选在400°C~550°C下对忍材用侣合金铸锭进行均质化处理。 另外，对于忍材用侣合金铸锭，优选在均质化处理之后进行端面切削处理。
[0058] 此外，铸造作为针料和牺牲阳极材料的侣合金，制作针料用侣合金铸锭和牺牲阳 极材料用侣合金铸锭。接着，对针料用侣合金铸锭和牺牲阳极材料用侣合金铸锭进行热社 处理直至达到规定的厚度。另外，对于针料用侣合金铸锭和牺牲阳极材料用侣合金铸锭，优 选在热社处理之前进行端面切削处理。然后，将热社后的针料和热社后的牺牲阳极材料与 忍材用侣合金铸锭组合而做成夹层材料。具体而言，在忍材用铸锭的一面组合热社后的针 料，在忍材用铸锭的另一面组合热社后的牺牲阳极材料。对夹层材料进行加热，进行热社复 合，之后进行冷社。由此，能够制作出在忍材的一面具有针料，在忍材的另一面具有牺牲阳 极材料的侣合金复合材料(侣合金制硬针焊薄板）。夹层材料的加热处理优选在42(TC~550 °C下进行。此外，加热处理后的320°C~400°C的溫度范围下的保持时间期望为6分钟W下。 此外，可W在冷社处理的中途进行中间退火处理，也可W在冷社处理之后进行最终退火处 理。中间退火处理和最终退火处理可W只进行任一种，也可W两种都进行。中间退火处理和 最终退火处理均期望在200°C~320°C的条件下实施。
[0059] 另外，也可W仅铸造作为针料和牺牲阳极材料的侣合金材料中的一种。在该情况 下，将热社后的针料或热社后的牺牲阳极材料与忍材用铸锭组合而做成夹层材料。具体而 言，在忍材用铸锭的一面组合热社后的针料或热社后的牺牲阳极材料。由此，能够制作出在 忍材的一面具有针料或牺牲阳极材料的侣合金复合材料。
[0060] 实施例
[0061] 接着，基于实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于运些实施例。
[0062] 按照表2所示的制造方法分别制造具有表1所示的组成的合金。另外，在表1的合金 组成中，"一"表示为检测极限W下，"余量"包括不可避免的杂质。
[0063] 首先，利用DC铸造法分别铸造了表1记载的组成的合金(合金No. 1~41)。然后，对 铸锭表面进行端面切削处理，按照表2记载的条件(工序No. 1~18)对该铸锭进行加热处理， 然后利用热社处理社制到2.6mm。另外，在工序No. 1~3、13中，对铸锭进行均质化处理，然后 进行了端面切削处理。接下来，利用冷社处理将所得的板材加工成0.2mm的板厚，按照表2记 载的条件进行最终退火处理，得到试样。将各试样(实施例1~39、比较例1~19)示于表3、表 4。另外，比较例10~13是指与本申请的技术方案2相对的比较例。
[0064] 表 1
[00 化]
[0066]表 2
[0067]
[006引然后，在600°C下对制作出的各试样进行3min的针焊加热，再W200°c/min的速度 进行冷却。然后，按照下述所示的方法对各试样进行关于"针焊1周后的强度"、"当量圆直径 为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度"、"当量圆直径为0.1皿W上的AhCu的数密度"、 "耐腐蚀性"、"成形伴'、"针焊性"的评价，将运些结果示于表3、表4。另外，本实施例中的"针 焊加热"是指W假定了实际的针焊的溫度和时间进行加热。只要没有特殊说明，就是指对试 样单体进行加热。
[0069] [a]针焊1周后的强度(MPa)
[0070] 自各试样切出JIS5号试验片。对该试验片进行针焊加热，然后在25°C下进行1周的 自然时效，进行了拉伸试验。若该试验结果为250MPaW上，则评价为合格。
[0071] [b]当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度(个/mm2)
[0072] 当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度通过进行忍材合金的SM观 察来评价。对各样本分别进行3个视场的观察，利用AZ0KUN(A像<^)对各视场的沈M像进行 图像分析，由此，求得针焊加热前的Al-Mn系化合物的数密度。记载的数密度是由各3个视 场求出的值的平均值。
[0073] k]当量圆直径为0.1皿W上的AhCu的数密度(个/mm2)
[0074] 当量圆直径为0.1皿W上的AhCu的数密度与Al-Mn系化合物同样，通过进行忍材 合金的沈M观察来评价。对各样本进行3个视场的观察，利用AZOKUN对各视场的SEM像进行图 像分析，由此，求得针焊加热前的AhCu的数密度。表记的数密度是由各3个视场求出的值的 平均值。
[00巧][d]耐腐蚀性
[0076] 对各试样进行针焊加热，制作腐蚀试验样本。然后，利用下述方法进行腐蚀试验， 评价是否引起晶界腐蚀。
[0077] 腐蚀液：向234g的化Cl、50g的KN〇3、7.35mL的HN03(60%)中添加蒸馈水，调整成IL 的液体
[0078] 方法:在比液量（solution volume to specimen area ratio,溶液体积与样品面 积之比）为20mL/cm2的条件下进行化r的浸溃试验后，通过截面观察评价了晶界腐蚀的有 O
[0079] [e]成形性
[0080] 自各试样切出JIS5号试验片，利用拉伸试验机在常溫下测定了伸长率。成形性的 合格基准为伸长率达5% W上。
[0081] [門针焊性
[0082] 用各试样夹住波纹加工后的复合散热片材，进行针焊加热。测定针焊后的各试样 与散热片材之间的接合率，若为90% W上则评价为合格。此外，对于各试样与散热片材之间 的接合部是否能观察到腐蚀(erosion)进行了评价。
[0083] 表 3
[0086]
[0087] 在实施例1~39中，当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度为1.0 X 105个/mm2?上，此外，当量圆直径为0.1皿W上的Al2化的数密度为1.0X105个/mm?下。结 果是，针焊1周后的强度高达250MPaW上，在腐蚀试验中未显示出晶界腐蚀，成形性、针焊性 都良好。
[0088] 在比较例1、9中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且针焊性差。在比较例2、4、6、 8、14、15、17中，针焊1周后的强度低。在比较例3中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且成 形性差。在比较例5中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且成形性、针焊性差。在比较例7、 10~13中，成形性差。在比较例16、18、19中，针焊1周后的强度低，并且在腐蚀试验中显示出 了晶界腐蚀。
[0089] 接着，制造在忍材上包覆了针料及/或牺牲材料的复合材料。用作忍材的合金的组 成为表1的合金No .2、6、8、13、16,制造方法按照表2的工序No. 3进行制造。
[0090] 首先，利用DC铸造法分别铸造了表1记载的忍材所用的合金，W及表5记载的针料 及/或牺牲材料所用的合金。对于忍材所用的合金，在铸造后按照表2记载的条件进行均质 化处理，接着进行端面切削处理。对于针料及/或牺牲材料所用的合金，在铸造后进行端面 切削处理，接着进行热社处理。将热社后的针料及/或牺牲材料与均质化处理后进行了端面 切削的忍材用铸锭组合做成夹层材料。按照表2记载的条件对夹层材料进行加热处理，通过 热社处理社制到2.6mm。接着，通过冷社处理将所得的板材加工到0.2mm的板厚，按照表2记 载的条件进行最终退火处理，获得了试样。将各试样(实施例40~60)示于表5。
[0091] 表5
[0092]
[0093] 然后，对制作出的各试样在600°C下进行3min的针焊加热，再W200°C/min的速度 进行冷却。然后，与上述方法同样地对各试样进行了关于"针焊1周后的强度"、"忍材中的当 量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密度'、"忍材中的当量圆直径为0.1皿W上的 Ab化的数密度"、"耐腐蚀性"、"成形性"、"针焊性"的评价，并且还评价了 "忍材一针料间电 位差"，将运些结果示于表6。对于忍材一针料间电位差，若忍材的电位高于针料的电位，贝U 记作O，高出40mV W上，则记作◎。其中，对于针焊1周后的强度，若试验结果为220M化W上 则评价为合格。
[0094] 表 6
[0095]
[0096] 在实施例40~60中，忍材中的当量圆直径为0.1皿W上的Al-Mn系化合物的数密 度为1.OX IO5个Aim2W上，此外，忍材中的当量圆直径为0.1皿W上的Ab化系化合物的数密 度为1.OX IO5个Aim2W下。此外，结果是，针焊1周后的强度为220M化W上，未显示出晶界腐 蚀，成形性、针焊性均良好。根据W上可知，即使利用本发明的侣合金材料作为忍材，也能无 问题地显示出高强度。
[0097] 最后，对于本发明的侣合金材料，说明Cu/Mg比对强度的影响。按照表2的工序No. 3 所示的制造方法分别制造了具有表7所示的组成的合金。
[009引首先，利用DC铸造法分别铸造了表7记载的组成的合金(合金No.42~47)。然后，按 照表2记载的条件进行了均质化处理。对铸锭表面进行端面切削处理，按照表2记载的条件 对其进行加热处理，通过热社处理社制到2.6mm。接下来，通过冷社处理将所得的板材加工 到0.2mm的板厚，按照表2记载的条件进行最终退火处理，获得了试样。将各试样(实施例61 ~66)不于表8。
[0099] 表 7
[0100]
[0101] 然后，在600°C下对制作出的各试样（实施例61~66)进行3min的针焊加热，再W 20(TC/min的速度进行冷却。然后，对各试样进行了 "针焊1周后的强度"的评价。此时，对于 固相线溫度相等的合金，将Cu/Mg比为4的合金中表现出90% W上的抗拉强度的合金评价为 ◎，表现出不足90%的抗拉强度的合金评价为〇。将该结果示于表8。
[0102] 表8
[0103]
[0104] 根据实施例61~66,结果是，化/Mg比超过8的材料与Cu/Mg比为4的材料相比，针焊 1周后的抗拉强度降低至90% W下。根据W上可知，优选化/Mg比为8W下。
[0105] 本发明设及作为汽车等的换热器的构成构件使用的侣合金材料、侣合金复合材料 W及侣合金材料的制造方法。更详细而言，设及通过电焊加工、针焊构成流路而用作管材 的、特别是W板厚为〇.25mmW下的薄壁材料为对象的、针焊后强度非常强的换热器用侣合 金材料、换热器用侣合金复合材料W及侣合金材料的制造方法。
[0106] 附图标记说明
[0107] 1:管 [010引2:散热片
[0109] 3:集管
[0110] 4:箱
【主权项】
1. 一种铝合金材料，其特征在于， 该错合金材料含有Si :不足O . 2质量％、Fe :0.1质量％~0.3质量％、Cu: 1.0质量％~ 2.5质量％、]\1]1:1.0质量％~1.6质量％以及1%:0.1质量％~1.0质量％，余量由41和不可避 免的杂质构成，当量圆直径为〇. Iym以上的Al-Mn系化合物的数密度为1.0 XlOMVmm^ 上，并且，当量圆直径为0.1 ym以上的Al2Cu的数密度为1.0 X IO5个/mm2以下。2. 根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于， 该铝合金材料还含有Ti :0.05质量％~0.2质量％、Zr :0.05质量％~0.2质量％、V: 0.05质量％~0.2质量％以及Cr :0.05质量％~0.2质量％中的1种或2种以上。3. -种铝合金复合材料，其特征在于， 该铝合金复合材料以权利要求1或2所述的铝合金材料为芯材，在所述芯材的一面具有 钎料或牺牲阳极材料。4. 一种铝合金复合材料，其特征在于， 该铝合金复合材料以权利要求1或2所述的铝合金材料为芯材，在所述芯材的一面具有 钎料，在所述芯材的另一面具有牺牲阳极材料。5. 根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于， 所述钎料是含有Si :7.0质量％~12.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al - Si系合金。6. 根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于， 所述钎料是含有31:7.0质量％~12.0质量％和〇1:1.0质量％~2.5质量％，余量由八1 和不可避免的杂质构成的Al - Si - Cu系合金。7. 根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于， 所述钎料是含有31:7.0质量％~12.0质量％、〇1:1.0质量％~2.5质量％以及211:0.1 质量％~3.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al - Si - Cu - Zn系合金。8. -种铝合金材料的制造方法，用于制造权利要求1或2所述的铝合金材料，其特征在 于， 该制造方法包括铸造铝合金的铸造工序、加热铸锭的加热工序以及对加热后的铸锭进 行热乳处理和冷乳处理的乳制工序， 在所述加热工序中，在420 °C~550 °C下进行加热处理， 在所述加热工序之后，在320 °C~400 °C下的保持时间为6分钟以下。9. 根据权利要求8所述的铝合金材料的制造方法，其特征在于， 在所述铸造工序之后，还包括在400 °C~550 °C下对铸锭进行均质化处理的均质化处理 工序。10. 根据权利要求8或9所述的铝合金材料的制造方法，其特征在于， 在所述乳制工序过程中和所述乳制工序之后的至少一者，还包括在200°C~320°C下进 行退火处理的退火工序。11. 一种铝合金复合材料的制造方法，其用于制造权利要求3~7中任一项所述的铝合 金复合材料，其特征在于， 该制造方法包括:铸造工序，分别铸造作为所述芯材的铝合金材料、以及作为所述钎料 和所述牺牲阳极材料的铝合金材料中的至少一种;热乳工序，对铸造后的钎料用铸锭和牺 牲阳极材料用铸锭中的至少一种铸锭进行热乳直至达到规定的厚度;组合工序，将热乳后 的钎料和热乳后的牺牲阳极材料中的至少一种与芯材用铸锭组合而做成夹层材料;加热工 序，对所述夹层材料进行加热；热乳复合工序，对所述夹层材料进行热乳复合；以及冷乳工 序，对热乳复合后的夹层材料进行冷乳处理， 在所述组合工序中，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热乳后的钎料或所述热乳后的 牺牲阳极材料;或者，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热乳后的钎料，在所述芯材用铸锭 的另一面组合所述热乳后的牺牲阳极材料， 在所述加热工序中，在420 °C~550 °C下进行加热处理， 在所述加热工序之后，在320 °C~400 °C下的保持时间为6分钟以下。12. 根据权利要求11所述的铝合金复合材料的制造方法，其特征在于， 在铸造作为所述芯材的铝合金材料的铸造工序之后，还包括在400 °C~550 °C下对铸造 后的芯材用铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。13. 根据权利要求11或12所述的铝合金复合材料的制造方法，其特征在于， 在所述冷乳工序过程中和所述冷乳工序之后的至少一者，还包括在200°C~320°C下进 行退火处理的退火工序。
【文档编号】C22C21/00GK105934527SQ201580004910
【公开日】2016年9月7日
【申请日】2015年1月9日
【发明人】成田涉, 福元敦志
【申请人】株式会社Uacj