专利名称：铝合金钎焊板的制作方法
技术领域：
本发明涉及机动车等的热交换器中使用的钎焊性优良的铝合金钎焊板。
背景技术：
以往，在机动车用热交换器的散热器或加热铁心等中使用的侧支承材料(加强材料)多为由心材和钎焊材构成的双层结构(例如，专利文献1)，在对心材添加0. 2质量％左右的Mg的基础上将板厚形成为规定以上的厚度，实现高强度化(例如，专利文献2)。另一方面，伴随着近年来的机动车轻量化倾向，对侧支承材料的薄壁化的要求不断提高。然而，在将例如适用了专利文献1或专利文献2的技术的侧支承材料直接进行薄壁化时，有可能无法确保作为热交换器的足够的强度。而且，为了进一步确保强度而考虑增加心材中的Mg添加量，但是已知通常Mg会使钎焊材的浸润性下降，而对钎焊性造成不良影响。在此，通常的热交换器的散热器具有图3所示的截面形状。即，散热器100具有在供制冷剂通过的管30和用于加强的侧支承材料40之间分别配置散热片50，且在管30及侧支承材料40的两端分别安装有头板20的结构。需要说明的是，在图3中，对各部件的长度、厚度、宽度等进行了夸张表示。而且，虽然钎焊材22、32、42通常由于钎焊时的加热会发生熔融，但为了便于说明而保留它们进行图示。此种散热器100的侧支承材料40通常构成为使用在心材41的一个面上设有钎焊材42的双层结构的钎焊板(图3是对钎焊板进行了钎焊后的状态，为了便于说明而保留了钎焊材42进行图示)，因此存在心材41与头板20直接进行钎焊的部位。因此，作为另一部件的头板20的钎焊材22由于加热而在心材41表面展开来进行钎焊，从而形成焊脚F(钎焊材从接缝的缝隙溢出的部分)。如此，若在需要与另一部件进行钎焊的侧支承材料40的心材41中含有上述的用于确保强度的Mg，则在钎焊加热时，Mg与焊剂直接反应而容易形成MgF2等高熔点化合物。 并且，其结果是，基于焊剂的氧化皮膜破坏作用下降并妨碍钎焊材的浸润性，因而钎焊性下降。因此以往为了避免此种问题，通过在心材与钎焊材之间设置中间层，不增加Mg添加量而确保强度(例如，专利文献幻，或者通过在心材的另一个面(设有钎焊材的面的相反侧的面)上设置不含有Mg的层而实现钎焊性的提高(例如，专利文献4)。专利文献1 日本特开平Il-Ml 136号公报(参照段落0020)专利文献2 日本特开2007-131872号公报(参照段落0010)专利文献3 日本特开2005-015857号公报(参照段落0022)专利文献4 日本特开2002-273598号公报(参照段落0020)然而，专利文献3及专利文献4所记载的方法由于除了心材和钎焊材以外还设置另外的层，因此存在制造成本上升的问题点。另外，仅通过专利文献3及专利文献4所记载的方法无法充分提高钎焊性。
发明内容
本发明鉴于上述问题点而作出，其课题在于提供一种将钎焊后的强度、加工性、耐蚀性等维持在规定以上，且与以往相比提高了钎焊性的铝合金钎焊板。本发明人对除了在心材和钎焊材以外还设置另外的层这种情况之外是否存在提高钎焊性的主要原因反复进行了专心实验、讨论。于是，发现了心材表面的结晶方位({001} 面的面积率)与钎焊性存在相关关系，通过控制该结晶方位，能够提高钎焊性。即，为了解决上述课题，本发明的铝合金钎焊板是形成为在心材的一个面上设有钎焊材的双层结构的铝合金钎焊板，所述心材含有0. 6 1. 0质量％的Si、0. 6 1. 0质量％的01、0. 7 1. 8质量％的胞、0. 1 0. 7质量％的]\%、0. 06 0. 20质量％的Ti，其余部分由Al及不可避免的杂质构成，所述钎焊材由含有3. 0 12. 0质量％的Si的铝合金构成，所述铝合金钎焊板的板厚为0. 6 1. 4mm，所述心材表面的{001}面的面积率为0. 3以上。根据上述结构，铝合金钎焊板通过使心材含有规定量的Si、Cu、Mn、Mg，能够提高强度及成形性，且通过使心材含有规定量的Ti，能够提高耐蚀性。而且，通过使板厚为规定范围而能够维持强度并实现薄壁化。另外，通过使心材表面的{001}面的面积率为规定值以上，而能够增加心材的表面能量并提高钎焊材的浸润性。另外，本发明的铝合金钎焊板构成为，所述心材还含有0. 02 0. 25质量％的Cr、 0. 02 0. 25质量％的rLx中的至少一种。根据上述结构，铝合金钎焊板通过使心材含有规定量的Cr或ττ的任一种，而能够进一步提高强度及成形性。发明效果根据本发明的铝合金钎焊板，通过使心材表面的{001}面的面积率为0. 3以上，而增加心材的表面能量，提高心材的钎焊材的浸润性。因此，即使在由于心材中含有Mg而使焊剂的氧化皮膜破坏作用下降的情况下，也能够提高心材的钎焊性。
图1是表示实施方式的铝合金钎焊板的剖视图。图2是用于说明实施方式的铝合金钎焊板材料中的的心材表面的晶格面的简图。图3是表示通常的热交换器的散热器的结构的剖视图。符号说明1铝合金钎焊板(钎焊板)2 心材3钎焊材10 {001}面11 (001)面12 (010)面13 (100)面14 (00-1)面
15(0-10)面
16(-100)面
20头板
21心材
22钎焊材
23牺牲阳极材料
30管
31心材
32钎焊材
33牺牲阳极材料
40侧支承材料
41心材
42钎焊材
100散热器
F焊脚
具体实施例方式以下，对本发明的实施方式的钎焊板进行详细说明。如图1所示，实施方式的钎焊板1具有在心材2的一个面上包覆了钎焊材3的双层结构。此种钎焊板1在被用作上述的散热器的侧支承材料时，与另一部件即头板进行直接钎焊。实施方式的钎焊板1的特征在于，通过使心材2的组成适当化并控制制造时的精冷加工率和精退火条件，从而将心材2表面中的{001}面的面积率控制在规定值以下，提高钎焊性。以下，首先对于1001}面的面积率与钎焊性的关系，从其原理开始依次进行说明。({001}面的面积率){001}面是指在心材2表面的晶格面中，用密勒指数表示与钎焊板1的长度(轧制)方向、宽度方向及厚度方向平行的面。即，如图2所示，{001}面10是表示图2所示的晶格面的(001)面 11、(010)面 12、(100)面 13、(00-1)面 14、(0-10)面 15、(-100)面 16 中的任一个的密勒指数的总括表现。在此，如图2所示，(001)面11及与其对置的(00-1)面14表示与钎焊板1的长度方向及宽度方向平行的晶格面，(010)面12及与其对置的(0-10)面15表示与钎焊板1 的宽度方向及厚度方向平行的晶格面，(100)面13及与其对置的(-100) 16表示与钎焊板1 的长度方向及厚度方向平行的晶格面。{001}面10的面积率是指{001}面10在心材2表面的晶格面中所占的比例。艮口， 表示在心材2表面存在的晶粒中的具有与钎焊板1的长度方向、宽度方向及厚度方向平行的结晶方位的晶粒。需要说明的是，心材2表面是指如后所述那样从心材2的最表面向板厚(内部)方向前进40 90 μ m的地点。心材2的{001}面10的面积率的具体的测定方法在下面进行叙述。({001}面的面积率与金属互化物的关系)心材2表面的{001}面10的面积率会受到心材2的表面含有的一定大小以上的、例如1 μ m以上的金属互化物的量的影响。例如，若在心材2的表面存在多个1 μ m以上的金属互化物，则在钎焊(加热)时，促进以该金属互化物为核的再结晶及晶粒成长。并且， 多个结晶方位不同的晶粒成长会使心材2表面的{001}面10的面积率下降。另一方面，通过使该心材2的组成及制造时的精冷加工率和精退火条件适当化以使心材2表面不结晶一定大小以上的金属互化物，从而能够抑制再结晶及晶粒的成长，防止结晶方位不同的晶粒的成长。即，通过上述适当化使心材2表面的{001}面10的面积率增加。({001}面的面积率与表面能量的关系)若心材2表面的{001}面10的面积率高，则心材2的表面能量(为了由液体或固体重新制作单位面积的表面所需的能量)也增加。详细情况虽然并未明确知晓，但其原因考虑为由于{001}面10的面积率增大，而比{001}面10的表面能量小的{001}面10以外的面的面积率减少，因而表面能量相对地增大。因此，如上所述，通过抑制心材2表面的金属互化物的结晶析出并控制心材2表面的{001}面10的面积率，从而能够增加心材2的表面能量。(表面能量与钎焊材的浸润性的关系)若心材2的表面能量增加，则心材2表面的钎焊材的浸润性也提高。这种情况能够根据确定固体和液体的界面能量与接触角的关系的下式(1)所示的杨氏公式进行说明。 需要说明的是，在下式(1)中，[表示固体(心材2)的表面能量，“表示液体(钎焊材 3)的表面能量，θ表示接触角(钎焊材3的切线与心材2表面所成的角度)，Ysl表示固体和液体的界面能量。式1cos θ = (Y-Ysl)ZY1... (1)在本实施方式中，通过使心材2的组成适当化并控制精冷加工率和精退火条件， 从而增加上式(1)的固体的表面能量Ys。另一方面，上式(1)的液体的表面能量Y1不变化，而固体和液体的界面能量Ysl也不会发生大的变化。因此，在使固体的表面能量[增加时，COS θ的值也必然增大。即，cos θ的值接近l(cos0° )，接触角θ自身的值减小。在此，通常来说，液体相对于固体的接触角θ越小，液体相对于固体的浸润性就越高。因此，如上所述，当心材2表面的{001}面10的面积率增加时，钎焊材相对于心材2 表面的浸润性也提高。而且，钎焊材的浸润性高时，与另一部件的钎焊性也必然提高。以下，根据上述说明，对构成实施方式的钎焊板1的各要素进行详细说明。(心材)心材2含有0.6 1. 0质量％的Si、0. 6 1. 0质量％的Cu、0. 7 1.8质量％的 Mn、0. 1 0. 7质量％的Mg、0. 06 0. 20质量％的Ti，其余部分由Al及不可避免的杂质构成。另外，优选心材2还含有0. 02 0. 25质量％的Cr、0. 02 0. 25质量％的rLr中的至少一种。以下，说明该限定理由。(Si :0· 6 1. 0 质量％ )Si通过与Mg共存而形成Mg2Si,提高钎焊后强度。但是，在Si小于0.6质量％时， 钎焊后强度提高的效果小，而在Si超过1. 0质量％时，心材2的固相线温度下降，心材2在钎焊时熔融。因此，心材2中含有的Si的量在上述范围内。
(Cu :0· 6 1. 0 质量％ )Cu通过固溶而提高钎焊后强度。但是，在Cu小于0. 6质量％时，钎焊后强度提高的效果小，而在Cu超过1. 0质量％时，心材2的固相线温度下降，心材2在钎焊时熔融。因此，心材2中含有的Cu的量在上述范围内。(Mn :0. 7 1. 8 质量％ )Mn通过与Si共存而形成Al-Mn-Si系分散粒子，通过分散强化而提高钎焊后强度。 但是，在Mn小于0.7质量％时，钎焊后强度提高的效果小。另外，在Mn超过1.8质量％时， 在铸造时形成的粗大的金属互化物的量增加而成形性下降。并且，在作为侧支承材料而实施必要的弯曲加工时，存在发生以该粗大的金属互化物为起点的断裂的情况。因此，心材2 中含有的Mn的量在上述范围内。(Mg :0. 1 0. 7 质量％ )Mg通过与Si共存而形成Mg2Si,提高钎焊后强度。但是，在Mg小于0. 1质量％时， 钎焊后强度提高的效果小，而在Mg超过0. 7质量％时，在钎焊加热时到达焊剂中的Mg量增加而损害焊剂的功能，因此钎焊性下降。因此，心材2中含有的Mg的量在上述范围内。(Ti :0· 06 0. 20 质量％ )Ti在Al合金中形成Ti-Al系化合物，呈层状分散。由于该Ti-Al系化合物的电位高，因此腐蚀形态发生层状化而向厚度方向的腐蚀(点腐蚀)难以进展，从而耐蚀性提高。 但是，在Ti小于0.06质量％时，腐蚀形态不发生层状化，因此耐蚀性提高的效果小。另外， 在Ti超过0.20质量％时，形成粗大的金属互化物而成形性下降。并且，在作为侧支承材料而实施必要的弯曲加工时，存在发生以该粗大的金属互化物为起点的断裂的情况，因而弯曲加工性下降。因此，心材2中含有的Ti的量在上述范围内。(Cr :0· 02 0. 25 质量％ )Cr形成Al-Cr系分散粒子，通过分散强化而提高钎焊后强度。但是，在Cr小于 0. 02质量％时，钎焊后强度提高的效果小。另外，在Cr超过0. 25质量％时，在铸造时形成的粗大的金属互化物的量增加而成形性有可能下降。并且，在作为侧支承材料而实施必要的弯曲加工时，存在发生以该粗大的金属互化物为起点的断裂的情况，弯曲加工性有可能下降。因此，心材2中含有的Cr的量优选为上述范围内。(Zr :0· 02 0. 25 质量％ )Zr形成A1-&系分散粒子，通过分散强化而提高钎焊后强度。但是，在Ir小于 0. 02质量％时，钎焊后强度提高的效果小。另外，在&超过0. 25质量％时，在铸造时形成的粗大的金属互化物的量增加而成形性有可能下降。并且，在作为侧支承材料而实施必要的弯曲加工时，存在发生以该粗大的金属互化物为起点的断裂的情况，因而弯曲加工性有可能下降。因此，心材2中含有的ττ的量优选为上述范围内。(心材的不可避免的杂质)另外，作为心材2中含有的不可避免的杂质可以列举出Fe、B、Cr等。只要!^e为 0. 3质量％以下、其他元素为0. 1质量％以下且总计为0. 8质量％以下，则即使被包含在心材2中也不会妨碍本发明的效果，可以看作不可避免的杂质。(心材的制造方法)心材2的制造方法没有特别限定。例如，可以使用所述的合金铸锭出心材用铝合金，在规定的铸造温度下进行铸造后，将铸锭在规定温度下进行规定时间均质化热处理而进行制造。(钎焊材)钎焊材3由含有3. 0 12. 0质量％的Si的铝合金构成。在钎焊材3中含有的Si 小于3. 0质量％时，钎焊材熔融时的液相率不足而无法得到充分的钎焊性，当Si超过12. 0 质量％时，在钎焊材3的铸造时会产生粗大的Si的初结晶，因此在侧支承材料的弯曲加工时存在发生断裂的情况，因而弯曲加工性下降。(钎焊材的不可避免的杂质)另外，作为钎焊材3中含有的不可避免的杂质可以列举出 ^、Β等。只要!^e为0. 3 质量％以下、其他元素为0. 1质量％以下且总计为0. 8质量％以下，则即使被包含在钎焊材 3也不会妨碍本发明的效果，可以看作不可避免的杂质。(钎焊材的制造方法)钎焊材3的制造方法没有特别限定。例如，可以使用所述的合金铸锭出钎焊材用铝合金，在规定的铸造温度下铸造后，将铸锭在规定温度下进行规定时间均质化热处理而进行制造。(铝合金钎焊板)如上所述，实施方式的钎焊板1是在心材2的一个面上设有钎焊材3的双层结构的板。在此，钎焊板1的板厚为0. 6 1. 4mm。在板厚小于0. 6mm时，刚性及强度不足而容易压曲，而在板厚超过1. 4mm时，由于使用于热交换器时的重量增加，因此容易压曲。需要说明的是，从实现薄壁化的观点来说，钎焊板1的板厚更优选0. 7 1. 1mm。(心材表面的{001}面的面积率为0.3以上)在心材2上包覆有钎焊材3的钎焊板1中，心材2表面的{001}面10的面积率为 0.3以上。即，通过使心材2表面的{001}面10的面积率为0.3以上，能够增加心材2的表面能量并减少钎焊材3相对于心材2的接触角θ，因此能够提高钎焊材的浸润性及钎焊性。另一方面，在心材2表面的{001}面10的面积率小于0. 3时，心材2的表面能量下降，且表面能量小的另一个面的面积率相对地增加。因此，钎焊材3相对于心材2的接触角θ增加而阻碍钎焊材的浸润性，因而钎焊性下降。另外，{001}面10的面积率的具体的控制方法在下面进行叙述。({001}面的面积率的测定方法)心材2表面的{001}面10的面积率的测定优选使用具备EBSP (电子背散射图案 Electron Back Scatter diffraction Pattern)检测器的FE-SEM(电场放射型扫描型电子显微镜Field Emission-Scanning Electron Microscope),通过 SEM-EBSP 法进行。在此，EBSP是指由使电子线入射到试验片表面时产生的反射电子得到的菊池图案 (菊池线)，通过解析该图案，而能够确定电子线入射位置的结晶方位。而且，菊池图案是指在电子线碰到结晶进行散射而衍射时，在电子衍射像的背后呈黑白一对平行线或者带状或阵列状的图案。作为测定中使用的具备EBSP检测器的FE-SEM，可以使用例如“日本电子社制电场放出型扫描电子显微镜JSM-6500F”。而且，{001}面10的面积率的测定地点是从心材2的最表面向板厚(内部)方向前进40 90 μ m的地点，进行抛光研磨及电解研磨直至该测定部位，测定作为距晶格面的Cube方位({001}<100>:轧制方向)及旋转Cube方位 ({001}<110> :Cube方位进行了板面旋转的方位)在15度以内的方位差的面而作为{001} 面10的面积率。(铝合金钎焊板的制造方法)实施方式的钎焊板1可以通过将利用所述制造方法制造出的心材2、钎焊材3组合而制造。即，在心材2的一个面上重叠钎焊材3，以成为规定的板厚的方式进行热轧、冷轧及精退火而进行制造。需要说明的是，也可以在冷轧中实施中间退火，或者也可以预先通过薄板制造心材2及钎焊材3，不进行热轧而仅实施冷轧。在此，为了将心材2表面的{001}面 10的面积率控制为0. 3以上，而需要使所述的心材2的组成适当化并控制钎焊板1的制造时的精冷加工率和精退火条件。(精冷轧率及精退火条件)在实施方式的钎焊板1中，为了使心材2表面的{001}面10的面积率为0.3以上，而在钎焊板1的制造工序中，需要使冷轧时的精冷轧率为30 85%，精退火的温度为以 300 450°C进行2小时以上，并使200°C以上的升温速度为50°C /分以下。这是考虑到在精退火时受到冷加工的材料产生再结晶且结晶方位再排列而成长的过程中，{001}面10以一定比率成长而面积率增加的缘故。(精冷轧率3O 85% )通过使精冷轧率为30 85%，将精冷轧产生的加工变形作为驱动力，促进{001} 面10与轧制面平行的再结晶，增加{001}面10的面积率。另一方面，在精冷轧率小于30%时，精退火时的成为再结晶的核的变形集中部分不均勻地发生分散，因此在结晶方位再排列时，{001}面10以外的方位也容易一并成长， {001}面10的面积率不会增加。另外，在精冷轧率超过85%时，由于加工变形大，因此再结晶的发生部位增大。因此，各种方位面作为再结晶面而发展，导致结晶方位的离散增大， {001}面10的面积率不会增加。因此，通过使精冷轧率为上述范围内，而能够使{001}面 10的面积率为0. 3以上。需要说明的是，精冷轧率的优选范围是45 83%。(精退火的温度以300 450°C进行2小时以上)通过使精退火的温度为300 450°C，会产生心材2的{001}面10与轧制面平行那样的再结晶，因此{001}面10的面积率增加。另一方面，在精退火的温度小于300°C时，不会产生{001}面10与轧制面平行那样的再结晶，因此{001}面10的面积率不会增加。另外，在精退火的温度超过450°C时，由于产生{001}面10以外的面的再结晶，因此{001}面10的面积率不会增加。因此，通过使精退火的温度为上述范围内，而能够使{001}面10的面积率为0. 3以上。(精退火升温速度200°C以上的升温速度为50°C/分以下)通过使精退火中的200°C以上的升温速度为50°C/分以下，会产生心材2的{001} 面10与轧制面平行那样的再结晶，因此{001}面10的面积率增加。另一方面，在200°C以上的升温速度小于50°C/分时，由于再结晶的产生部位容易增大，因此结晶方位的离散增大，{001}面10的面积率不会增加。因此，通过使精退火升温速度为上述范围内，而能够使{001}面10的面积率为0.3以上。
需要说明的是，根据需要也可以在冷轧中实施中间退火。此时的条件可以是例如以300 450°C进行2 10小时的退火，或基于350 540°C的CAL的退火。[实施例]接下来，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而具体说明本发明的铝合金钎焊板。(心材的制造)铸锭出具有表1所示的组成的Sl S15、S21 S30的心材用铝合金，以700°C的铸造温度铸造出铸锭后，在550°C下进行10小时均质化热处理，以0. 5°C /分冷却到500°C 后，进行热轧而形成心材用板材。需要说明的是，心材记号S31 S33假定为现有技术的心材。[表1]
权利要求
1.一种铝合金钎焊板，形成为在心材的一个面上设有钎焊材的双层结构，其特征在于， 所述心材含有0. 6 1. 0质量％的Si、0. 6 1. 0质量％的Cu、0. 7 1. 8质量％的Mn、0. 1 0. 7质量％的Mg、0. 06 0. 20质量％的Ti，其余部分由Al及不可避免的杂质构成，所述钎焊材由含有3.0 12.0质量％的Si的铝合金构成， 所述铝合金钎焊板的板厚为0. 6 1. 4mm, 所述心材表面的{001}面的面积率为0. 3以上。
2.根据权利要求1所述的铝合金钎焊板，其特征在于，所述心材还含有0. 02 0. 25质量％的Cr、0. 02 0. 25质量％的rLr中的至少一种。
全文摘要
本发明提供一种将钎焊后的强度、加工性、耐蚀性等维持在规定以上，且与以往相比提高了钎焊性的铝合金钎焊板。一种铝合金钎焊板(1)，形成为在心材(2)的一个面上设有钎焊材(3)的双层结构，其特征在于，心材(2)含有0.6～1.0质量％的Si、0.6～1.0质量％的Cu、0.7～1.8质量％的Mn、0.1～0.7质量％的Mg、0.06～0.20质量％的Ti，其余部分由Al及不可避免的杂质构成，钎焊材(3)由含有3.0～12.0质量％的Si的铝合金构成，铝合金钎焊板(1)的板厚为0.6～1.4mm，心材(2)表面的{001}面的面积率为0.3以上。
文档编号B32B15/04GK102241170SQ201110078838
公开日2011年11月16日 申请日期2011年3月28日 优先权日2010年3月29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