CN101469960B - 热交换器用铝合金包覆材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热交换器用铝合金包覆材，其包括芯材、在该芯材的一面形成的牺牲材、在芯材的另一面形成的由Al·Si类合金构成的钎料(4)，芯材含有规定量的Si、Cu、Mn、Ti、Mg，余量由Al及不可避免的杂质；牺牲材包括所规定量的Si、Mn、Zn，余额是Al及不可避免的杂质组成，并且在595℃温度下进行3分钟的钎焊热处理后的芯材晶粒直径为50μm以上、不足300μm，指定性地规定了钎料的厚度、牺牲材的厚度及芯材中所规定的金属间化合物的个数。根据这种构成，疲劳寿命和钎焊后强度高、且具有高耐腐蚀性，同时，耐侵蚀性、钎焊性优异。

Description

热交换器用铝合金包覆材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种在汽车等的热交换器上使用的铝合金包覆材及其制造方法。

背景技术

作为汽车用汽化器和电容器等的热交换器中的管材等的材料，通常使用铝合金硬钎焊薄板(以下也称为包覆材)。

作为这种铝合金包覆材，公知的有，在由铝合金构成的芯材的一面，形成由Al-Si类合金构成的钎料，在芯材的另一面形成由Al-Zn类合金构成的保护阳极材料，并对这些芯材、钎料、保护阳极材料的组成进行规定，由此来提高疲劳寿命(疲劳强度)、耐腐蚀性、耐侵蚀性、钎焊性等的铝合金包覆材。(例如：参照特开平8·60280号、特开平9·95749号、特开2004.17116号)

但是，目前的包覆材具有以下所示的问题。

特开平8·60280号、特开平9·95749号记载的包覆材，因为在牺牲材里添加了Mg，所以存在有时在具有钎料面和牺牲材面的结合部的钎焊管材上不好使用的问题。并且，由于特开2004.17116号的包覆材，其经钎焊热处理后的芯材的平均晶粒直径为300μm以上的较大的值，因此，所以钎焊后的强度和疲劳寿命(疲劳强度)有可能下降。

另外，在汽车用热交换器方面，正在谋求材料的薄壁化，所以为了达到轻量化、小型化及降低成本，薄壁化的需求更加强烈。而且，为了推进薄壁化，在要求进一步提高疲劳寿命和钎焊后强度及高耐腐蚀性的同时，还要求有良好的耐侵蚀性、钎焊性等等。

于是，在现有技术中，疲劳寿命、钎焊后的强度、耐腐蚀性、耐侵蚀性、钎焊性等技术方面的水平有所提高，但是为了适应材料的薄壁化，还希望能开发出疲劳寿命和钎焊后的强度高、且高耐腐蚀性、并且具有优良耐侵蚀性和钎焊性的包覆材。

发明内容

因此，本发明是鉴于瞻仰的问题而开发的，目的在于提供一种热交换器用铝合金包覆材及其制造方法，所述热交换器用铝合金包覆材疲劳寿命和钎焊后强度高、且具有高耐腐蚀性，并且，耐侵蚀性、钎焊性优异。

作为解决所述课题的方法，本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材，包括芯材、在该芯材的一面侧上形成的牺牲材、和在该芯材的另一面侧上形成的由Al-Si类合金构成的钎料，所述芯材含有0.5～1.1质量％的Si、0.5～1.1质量％的Cu、0.05质量％以上不足0.6质量％的Mn、0.05～0.25质量％的Ti、0.45质量％以下的Mg，余量由Al及不可避免的杂质组成；所述牺牲材含有超过0.5质量％、1.1质量％以下的Si、0.001～1.7质量％的Mn、3.0～6.0质量％的Zn，余量由Al及不可避免的杂质组成，并且在595℃的温度下经过3分钟钎焊热处理后的芯材晶粒直径为50μm以上、不足300μm，所述钎料的厚度为20～55μm，所述牺牲材的厚度为25～50μm，所述芯材中存在的Al-Mn类、Al-Mn-Si类、Al-Fe类、Al-Fe-Si类、Al-Mn-Fe-Si类的金属间化合物中，以圆换算直径计，0.65～15μm的所述金属间化合物为分布有5×10³个/mm²以下，并且超过15μm的金属间化合物分布有50个/mm²以下。

根据这种构成，通过在芯材里添加所规定量的Si、Cu、Mn、Ti、Mg，且在牺牲材里添加所规定量的Si、Mn、Zn，来提高疲劳寿命、钎焊后的强度、耐腐蚀性等等。另外，通过将在595℃温度下，经过3分钟钎焊热处理后的芯材晶粒直径控制在50μm以上、小于300μm的范围，可以抑制钎焊后强度的降低且提高耐浸蚀性。而且，通过将钎料的厚度指定在所规定范围内，能够防止从芯材扩散的Mg和涂在钎料表面的助焊剂发生反应，并且，使得焊剂的流动量适度。还有通过将牺牲材的厚度指定在所规定范围内，能够确保其和芯材的电位差，从而使得耐腐蚀性良好。另外，钎料和牺牲材结合时，可防止从芯材扩散的Mg和涂在钎料表面的助焊剂发生反应，钎焊性不会降低。而且，通过指定芯材中存在的规定大小的各种金属间化合物的个数，可抑制金属间化合物因包覆材的疲劳而成为发生龟裂的起点。

本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材的制作方法，其特种在于，包括以下工序：包覆材用构件准备工序，准备芯材用构件、牺牲材用构件及钎料用构件；叠合工序，将所述芯材用构件、所述牺牲材用构件及钎料用构件在规定位位置叠合而制成叠合材；对所述叠合材进行热处理的热处理工序；所述热处理工序之后进行的热轧工序；所述热轧工序之后进行冷轧的第一冷轧工序；所述第一冷轧工序之后进行的中间退火工序；所述中间退火工序之后进行冷轧的第二冷轧工序，所述包覆材用构件准备工序中准备所述芯材用构件时，要在440～570℃的温度下，保持2小时以上来进行均质化热处理，所述第二冷轧工序中的冷加工率为20～65％。

按照这种制造方法，在包覆材用构件准备工序，准备芯材用构件、牺牲材用构件及钎料用构件；在叠合工序，所述芯材用构件、所述牺牲材用构件及所述钎料用构件按所规定的配置叠合。另外，在热处理工序，对所述叠合材进行热处理(再加热)；在热轧工序，把所述热处理过的叠合材进行热轧。进而，在第一冷轧工序，把所述热轧过的叠合材进行冷轧；在中间退火工序，把所述冷轧过的叠合材进行中间退火。然后，在第二冷轧工序，对所述中间退火过的叠合材进行冷轧。另外，在所规定的条件下进行准备芯材用构件时进行的均质化热处理，将所述第二冷轧工序中的冷加工率指定为所规定好的数值，由此，钎焊热处理后的芯材晶粒直径被控制在50μm以上、小于300μm的范围内。此外，由于是按照所规定的条件进行准备芯材用构件时进行的均质化热处理，因此可控制芯材中存在的规定好了大小的各种金属间化合物的个数。

本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材的制作方法，其特征在于，包括在所述第二冷轧工序后，进一步在300℃以下的温度下进行5小时以下的最终退火的最终退火工序。

按照这种制造方法，在所规定条件下进行最终退火，由于包覆材软化、延伸率提高，因而成型性提高。

根据本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材，使芯材及牺牲材含有所规定量的所规定元素，并且，把芯材的钎焊热处理后的晶粒直径控制在所规定范围，由此，可以提高疲劳寿命、钎焊后强度、耐腐蚀性，同时，可以提高耐侵蚀性、钎焊性。

根据本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材的制造方法，能把芯材的钎焊热处理后的晶粒直径和芯材中的金属间化合物的个数控制在所规定范围，能制造出疲劳寿命、钎焊后强度、耐腐蚀性、耐侵蚀性、钎焊性优异的热交换器用铝合金包覆材。

附图说明

图1是表示本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材构成的剖面图；

图2是表示热交换器用铝合金包覆材的制造方法的流程图；

图3是表示实施例中钎焊性试验方法的概略的示意图；

图4是表示实施例中疲劳寿命的试验方法的概略的示意图。

具体实施方式

其次，参照附图就本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材进行详细说明。另外，参照附图中，图1为表示本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材的构成的剖面图，图2为表示热交换器用铝合金包覆材制造方法的流程的图。

作为本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材(下面亦称作包覆材)，如图1所示，可列举在芯材2的一面侧上形成牺牲材3、在另一面侧上形成钎料4的3层结构的热交换器用铝合金包覆材(下面亦称作包覆材)1。

其次，就构成包覆材1的芯材2、牺牲材3、钎料3中合金成分的含有量数值的限定理由等及芯材2的晶粒直径的限定理由等进行说明。

《芯材》

芯材2含有0.5～1.1质量％的Si、0.5～1.1质量％的Cu、0.05质量％以上不足0.6质量％的Mn、0.05～0.25质量％的Ti、0.45质量％以下的Mg，余量为Al及不可避免的杂质。

<0.5～1.1质量％的Si>

Si和Al、Mn共同形成金属间化合物，且有助于在颗粒内微细地分布而分散强化。Si的含有量不足0.5质量％时，使钎焊后强度提高的效果变弱，还有，AlMn类化合物易从颗粒里析出，降低内面耐腐蚀性。另一方面，如果超过1.1质量％，固相线温度就会下降，所以钎焊中的包覆材1完全融化，无法进行钎焊。优选的范围为0.6～1.0质量％。

<0.5～1.1质量％的Cu>

Cu具有提高钎焊后强度的效果，还有，由于添加Cu，电位变高，和牺牲材3侧的电位差变大，所以对提高耐腐蚀性也有效。

Cu的含有量在不足0.5质量％时，不能确保芯材和牺牲材3的电位差，内面耐腐蚀性降低。还有，使钎焊后强度提高的效果也差。另一方面，超过1.1质量％时，由于固相线温度降低，钎焊中的包覆材完全融化，无法进行钎焊。优选的范围为0.6～1.0质量％。

<0.05质量％以上、不足0.6质量％的Mn>

Mn具有提高钎焊后强度的效果，通过适量添加，可以提高钎焊后强度。

Mn的含有量在不足0.05质量％时，由于和Al、Si形成的金属间化合物数量会降低，所以钎焊后的晶粒直径变粗大，钎焊后强度降低，还有，疲劳寿命也会降低。另一方面，为0.6质量％时，生成许多金属间化合物，易成为龟裂的起点，导致疲劳寿命降低。优选的范围为0.2～0.6质量％。

<0.05～0.25质量％的Ti>

Ti层状分布在芯材2中，能使内面及外面的耐腐蚀性大幅度提高。Ti的含有量在不足0.05质量％时，由于不能形成层状分布，提高耐腐蚀性的效果差，另一方面，超过0.25质量％的话，形成粗大的金属间化合物，耐腐蚀性降低。优选的范围为0.1～0.2质量％。

<0.45质量％以下的Mg>

Mg和Si反应生成Mg₂Si时效析出，使钎焊后强度提高。Mg的含有量超过0.45质量％时，由于助焊剂和Mg发生反应，使得助焊剂氧化膜的清除作用降低，所以会降低钎焊性。另外，不足0.05质量％时，由于提高钎焊后强度的效果差，因此优选再添加到0.05质量％以上。更优选的范围为0.40质量％以下。

<余量：Al及不可避免的杂质>

芯材2的成分除所述以外，区域部分为Al及不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，例如，可以考虑含有Fe、Cr、Zr等各0.2质量％以下，在不妨碍本发明效果的范围内允许含有这些成分。

<芯材的晶粒直径>

本发明中，在595℃下进行3分钟的钎焊热处理后的芯材晶粒直径范围为50μm以上、低于300μm。

通过将芯材2组织中的晶粒直径设定为该范围，来提高耐侵蚀性、钎焊后强度。

另外，这里所述的晶粒直径为平均的晶粒直径(平均晶粒直径)。

还有，在595℃的温度下保持3分钟的钎焊热处理条件，就是作为用于规定本发明的晶粒直径条件的基准的热处理条件。本发明的包覆材在实际钎焊时的热处理条件，不只限于此条件，可根据情况的不同，使用合适地钎焊热处理条件。

芯材粒径不足50μm时，随着结晶晶粒边界的增加，钎焊时钎料中的Si会扩散到结晶晶粒边界，所以耐侵蚀性会降低，发生腐蚀。另一方面，结晶晶粒边界为300μm以上时，钎焊后强度会降低。

因而，将595℃的温度下进行3分钟的钎焊热处理后的芯材晶粒直径的设定为50μm以上、不足300μm的范围。优选设定为100～200μm的范围。芯材晶粒直径为100～200μm范围，是指耐侵蚀性和钎焊后强度都优异的范围。

在这里，芯材2组织中的晶粒直径按照规定的成分组成，如后面所述，通过调节芯材2(芯材用铸块)均质化热处理的条件、及和牺牲材3(牺牲材用构件)，钎料4(钎料用构件)叠合后，中间退火后进行的最终冷轧的最终加工率(第二冷轧工序的冷加工率(冷轧率))进行控制，以使晶粒直径在595℃温度下进行3分钟的钎焊热处理后，达到50μm以上、不足300μm的范围。另外，有关均化热处理、冷加工率在后面加以记述。

另外，晶粒直径的测定，可以通过JIS H：05017切割法里记述的方法进行。

也就是说，通过用光学显微镜拍摄芯材2表面，在轧制方向引直线，数出被直线长度的线段切割的结晶粒子的个数。

还有，包覆材1制作成如下材料，即，存在于芯材2中的Al·Mn类、Al·Mn·Si类、Al·Fe类、Al·Fe·Si类、Al·Mn·Fe·Si类的金属间化合物中，以圆换算直径计，0.65～15μm的所述金属间化合物分布有5×10³个/mm²以下、并且超过15μm的金属间化合物分布有50个/mm²以下。

以圆换算直径计，0.65～15μm的所述金属间化合物超过5×10³个/mm²或者超过5μm的金属间化合物超过50个/mm²时，由于包覆材1的疲劳，容易以此金属间化合物为起点，在包覆材1上发生龟裂而降低其疲劳寿命。

这种金属间化合物的控制可以通过按照规定指定成分组成，并按照规定指定后面记述的包覆材准备工序的芯材2(芯材用铸块)的均质化热处理条件来进行。

《牺牲材》

牺牲材3含有超过0.5质量％但在1.1质量％以下的Si、0.001～1.7质量％的Mn、3.0～6.0质量％的Zn，余量为Al及不可避免的杂质。

<超过0.5％但在1.1质量％以下的Si>

Si和Mn、Al共同形成的金属间化合物并有助于分散强化的钎焊后强度的提高，并且，通过固溶强化也有助于钎焊后强度的提高。Si的含有量为0.5质量％以下时，对提高强度的帮助就会减少，还有由于Al·Mn类化合物在晶粒边界的析出，导致耐腐蚀性降低。另一方面，如果超过1.1质量％，固相线温度会下降，钎焊中的包覆材完全融化，无法进行钎焊。优选的范围为0.6～1.0质量％。

<0.001～1.7质量％的Mn>

Mn和Al、Si形成金属间化合物，不仅有助于分散强化的钎焊后强度的提高，而且可以抑制向单体Si晶粒边界析出，以提高耐腐蚀性。Mn的含有量在不足0.001质量％时，没有向单体Si晶粒边界析出的抑制效果，另一方面，超过1.7质量％时，较大尺寸的金属间化合物分布在牺牲材3中，内面耐腐蚀性会降低。优选的范围为0.001～0.5质量％。

<3.0～6.0质量％的Zn>

Zn是一种使电位弱化的元素，通过向牺牲材3添加Zn，可以确保牺牲材3和芯材2的电位差，提高内面耐腐蚀性。Zn的含有量不足3.0质量％时，牺牲材3和芯材2的电位差就不能充分确保内面耐腐蚀性，另一方面，超过6.0质量％时，固相线温度降低，钎焊中的包覆材1完全融化，无法进行钎焊。优选的范围为3.5～5.0质量％。

<余量：Al及不可避免的杂质>

牺牲材3的成分除所述以外，余量为Al及不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，例如，可以考虑Fe、Cr、Zr等各自含有0.2质量％以下，In、Sn各自0.1质量％以下，在不妨碍本发明效果的范围内，允许含有这些成分。

<牺牲材的厚度>

牺牲材3的厚度范围为25～50μm。

为了确保冷却器等的汽车热交换器管材的内面耐腐蚀性，牺牲材3是必须的。通过牺牲材3先被腐蚀可抑制芯材2的腐蚀，因此可确保耐腐蚀性。牺牲材3的厚度小于25μm时，即使Zn含量在本发明范围内，牺牲材3的绝对Zn含量也会变少，所以难以确保其和芯材2的电位差，耐腐蚀性降低。还有，小于25μm时，从芯材2扩散的Mg和涂布在牺牲材3表面的助焊剂发生反应，会使其破坏助焊剂的氧化膜的作用降低，所以会降低钎料4和牺牲材3结合时的钎焊性。另一方面，超过50μm时，向芯材2扩散的Zn量会增加，包覆材自身的电位会弱化，所以腐蚀速度变快，耐腐蚀性降低。

《钎料》

钎料4由Al·Si类合金构成，作为Al·Si类合金，例如有4343、4045等一般的JIS合金。在此，所谓Al·Si类合金是指除Si以外还含有Zn的合金。也就是说，作为Al·Si类合金，可列举有Al·Si类合金或Al·Si·Zn类合金。而且可以使用例如含有7～12质量％的Si的Al·Si类合金。

Si的含有量不足7质量％时，钎焊温度下的Al·Si液相量减少，钎焊性易劣化。另一方面，如果超过12质量％，则钎料铸造时粗大的初次结晶Si会增大，所以在包覆材1里使用时的芯材2/钎料4的界面易产生过剩的熔融，易使钎焊后强度、耐腐蚀性降低。

但是，钎料4没有特别限定，只要是通常使用的Al·Si类(Al·Si·Zn类)合金，使用哪一种都可以。比如，除了Si·Zn类，含有Fe、Cu、Mn、Mg等也可以。

<钎料厚度>

钎料4的厚度设定在20～55μm范围。

为进行钎焊，钎料4是必须的。在577℃温度下，钎料的一部分开始融化，作为焊剂呈液态流动，填充在各结合部位，由此进行钎焊。钎料4的厚度不足20μm时，钎焊剂的流动量减少，嵌缝未完全形成，所以不能很好的进行钎焊。还有，从芯材2扩散的Mg和涂布在钎料4表面的助焊剂发生反应，会使助焊剂的氧化膜破坏作用降低。因此导致钎焊性降低。另一方面，如果超过55μm，流动的焊剂量增大，也使芯材2在钎焊时融化。

下面参照图2就热交换器用铝合金包覆材的制造方法(制造工序)进行说明。

首先，通过连续铸造对芯材用铝合金、牺牲材用铝合金及钎料用铝合金进行溶解、铸造、平面切削(表面平滑处理)、均质化热处理，得到芯材用铸块(芯材用构件)、牺牲材用铸块、钎料用铸块。在此，为把芯材用铸块平面切削后的晶粒直径控制在超过50μm以上、不足300μm，必须要进行均质化热处理，将热处理条件设定在440～570℃(优选在480～540℃)×2小时以上(优选2小时以上、8小时以下)。还有，对牺牲材用铸块及钎料用铸块在进行平面切削、均化热处理(优选在480～520℃×2～8小时)后，分别进行热轧至所规定的厚度，得到牺牲材用构件和钎料用构件(包覆材用构件准备工序S1(芯材用构件准备工序：S1a、牺牲材用构件准备工序：S1b、钎料用构件准备工序：S1c))。

然后，在叠合工序(S2)，把芯材用构件、牺牲材用构件及钎料用构件叠合后，在热处理工序(S3)，用、400℃以上、低于芯材均质化热处理的温度进行热处理(再加热)，在热轧工序(S4)轧成板材。之后经过第一冷轧工序(S5)、中间退火工序(S6)、第二冷轧工序(最终冷轧工序)(S7)达到所规定的板材厚度。

还有，中间退火工序(S6)的中间退火条件优选在350～400℃、2～4小时，因为把钎焊热处理后的晶粒直径控制在50μm以上、不足300μm，所以第二冷轧工序(S7)的最终加工率(冷轧率)达到20～65％。

还有，轧成最终板材厚度后，考虑成型性等，通过最终退火工序(S8)，在30℃以下×5小时以下的条件下进行最终退火。

通过最终退火，材料软化、延伸性提高，所以最终退火是为了提高管材等成型性的最适合的工序。

但是，在实施最终退火的情况下，最终退火温度超过300℃时，一部分会再结晶(作为加工组织的物质部分地进行再结晶)，成为加工组织和再结晶组织混在一起的状态，加上管材等成型时的加工应力，钎焊时以二次晶粒原样存在，会诱发侵蚀。一发生侵蚀，焊剂不再在表面流动，而是易向二次晶粒扩散，所以嵌缝形成所必须的焊剂减少，钎焊性降低。此外，最终退火温度升高而发生侵蚀的情况下，因为芯材2被严重侵蚀(局部侵蚀到板材厚度的大约一半)，所以当腐蚀到达侵蚀部位时，由于侵蚀部位的优先腐蚀而提前穿通，导致耐腐蚀性降低。还有，和健全的地方相比较，侵蚀部位的强度降低，所以会招致疲劳寿命降低之类的麻烦。

还有，进行最终退火时，如果最终退火时间超过5小时，向牺牲材3的Zn向芯材2扩散的量及Cu从芯材2向牺牲材3的扩散量就会增大，无法确保钎焊后的牺牲材3和芯材2的电位差，所以内面耐侵蚀性降低。因此，进行最终退火时，需要在300℃以下的温度×5小时以下的条件下进行。

另外，在实施本发明时，在不给所述各工序带来坏影响的范围内，在所述各工序之间或者前后，也可以还含有例如，应力校正处理工序等其他工序。

<均质化热处理条件：440～570℃、2小时以上>

芯材2的均质化热处理，在铸造原材料的初轧板坯中偏析有芯材2中添加的成分，这样，包覆钎料4和牺牲材3后，轧制到所规定的板厚时，由于偏析，在钎焊过程中有可能局部融化。还有，芯材2的均质化热处理是为控制钎焊后的芯材晶粒直径必需的工序。热处理温度低于440℃的情况下，在热轧开始前芯材2的温度会比440℃更低，所以不可能进行包覆。

另一方面，超过570℃时，由于芯材2中析出的金属间化合物会变粗大，所以会阻碍钎焊过程中再结晶芯材粒径的成长。因此，焊剂向晶粒边界扩散，晶粒边界发生局部融化的侵蚀现象，同时，嵌缝形成所必需的焊剂减少，钎焊性降低。还有，如果热处理时间不足2小时，就不能充分消除偏析，不适合作为芯材2

另外，通过在此条件下进行均质化热处理就可以进行控制，以使芯材中存在的Al·Mn类、Al·Mn·Si类、Al·Fe类、Al·Fe·Si类、Al·Mn·Fe·Si类的金属间化合物中，以圆换算直径计0.65～15μm的金属间化合物为5×10³个/mm²以下，且超过15μm的金属间化合物为50个/mm²以下。

<冷加工率：20～65％>

控制冷加工率，在抑制钎焊时的侵蚀方面是必须的。冷加工率低于20％时，钎焊时成为残存有二次晶粒的原始状态，焊剂向二次晶粒扩散，发生侵蚀。一旦发生侵蚀，焊剂不再在表面流动而是易向二次晶粒扩散，所以嵌缝形成所必须的焊剂减少，钎焊性降低。还有，由于成为钎焊时再结晶起点的位错密度变低，所以再结晶点的数量变少，晶粒直径变大。此外，在冷加工率低且发生侵蚀的情况下，因为芯材2被严重侵蚀(侵蚀到局部板材厚度的大约一半)，所以当腐蚀到达侵蚀部位时，侵蚀部位由于优先被腐蚀而提前穿通，导致耐腐蚀性降低。还有，和健全的部位相比较，侵蚀部位的强度降低，所以招致疲劳寿命降低之类的麻烦。

另一方面，如果冷加工率超过65％，成为钎焊时再结晶起点的位错密度变高，所以再结晶粒子的产生数量变多，结晶粒子变小。因此，焊剂向晶粒边界扩散，晶粒边界会发生局部融化的侵蚀现象，同时，嵌缝形成必须的焊剂减少，钎焊性降低。

也就是说，在均质化热处理温度高、冷加工率高的情况下，再晶粒直径变小；在均质化热处理温度低、冷加工率小的情况下时，再晶粒直径变大。

[实施例]

下面，对满足本发明要旨的实施例和满足不了本发明要旨的比较例进行比较，具体说明本发明涉及的热交换器用铝合金包覆材。

《制作供试材》

首先，通过连续铸造对芯材用铝合金、牺牲材用铝合金及钎料用铝合金进行溶解、铸造。对于芯材(芯材用构件)，在进行平面磨削(表面平滑性处理)后，实施均质化热处理，得到所规定厚度的芯材用铸块(芯材用构件)。对于牺牲材(牺牲材用构件)和钎料(钎料用构件)，在进行平面磨削(表面平滑性处理)后，实施均质化热处理，制成牺牲材用铸块、钎料用铸块，把该牺牲材用铸块及钎料用铸块各自热轧成所规定的厚度，得到牺牲材用构件、钎料用构件。并且，在芯材用构件的一面叠合牺牲材用构件、在另一面叠合钎料用构件，进行440℃×4小时的热处理(再加热)后，通过热轧进行薄层制成板材。然后，冷轧(第一冷轧)，进行380℃×2小时的中间退火后，再进行冷轧(第二冷轧)，制作出铝合金包覆材(试验材料)。另外，对一部分试验测量进行最终退火。

表1、2表示钎料、牺牲材、芯材的成分。另外，表1、2中，对于未含有此成分的用[]来标明，对于不能满足本发明的构成的成分，在其数值下画线来标明。还有，表3、4表示对芯材(芯材用构件)的均质化热处理、对叠合材的最终冷轧及最终退火的条件。另外，在表3、4中，对于材料未进行最终退火的用[]来标明，对于不能满足本发明构成的成分，在其数值下画线来标明。

[表3]

[表4]

对于这样操作制作的热交换器用铝合金包覆材(试验材料)的特性评价，进行了如下所示的各试验。还有，对钎焊热处理后的芯材晶粒直径，及存在于芯材的以圆换算直径计为0.65～15μm的金属间化合物和超过15μm的所规定金属间化合物的个数进行了测定。另外，钎焊是在595℃×3分钟条件下进行钎焊后立即实施冷却。还有，在钎焊中将保持在380℃以上的高温的时间设定为20分钟。

<钎焊性>

使用如图3所示的试验片，使焊剂材料面彼此相叠合，测定钎焊后的嵌缝长度。嵌缝长度超过4mm的，钎焊性为良好(○)，低于4mm的，钎焊性为不良(×)。另外，焊剂材料表面的助溶剂涂布量为5(±0.2)g/m²。

<耐侵蚀性>

以0、10、20％的加工率对钎焊前的供试材进行冷轧，以各自的加工率进行轧制后，用冲击试验方式实施钎焊。对钎焊后的断面实施微观观察，确认侵蚀状况。不管各加工率的哪一个，将没有侵蚀到芯材的大约一半程度的情况设定为耐侵蚀性良好(○)，在各加工率中的任一情况下，将侵蚀到芯材的大约一半程度的情况设定为耐侵蚀性不良(×)。

<耐腐蚀性>

作为耐腐蚀性试验，是对牺牲材侧的耐腐蚀性(内面腐蚀性)进行评价。具体来说，以冲击试验方式对试验材料进行钎焊后，切割成宽度50mm×长度60mm大小，使用宽度60mm×长度70mm大小的遮蔽用贴板，在焊剂材料面的整个面和牺牲材面用粘接剂涂5mm，粘上贴板(因为从供试材超出的贴板，在牺牲材面折回)，防止溶液的侵入，以此作为试验片。而且，供试材浸泡在作为试验溶液的含有Na⁺：118ppm、Cl^-：58ppm、SO₄ ^2-：60ppm、Cu²⁺：1ppm、Fe³⁺：30ppm的水溶液中，保持88℃×8小时后，自然冷却到室温，之后实施对保持16个小时的循环进行9C循环的浸泡试验，观察腐蚀状况。将没有穿通试验片的供试材设定为耐腐蚀性良好(○)，穿通了的，设定为耐腐蚀性不良(×)。

<疲劳寿命>

把钎焊后的供试材加工成宽度10mm×长度100mm的试验片，如图4所示，把焊剂材料面侧设定成朝上。并且，通过下面的弯曲应力计算式，算出固定端和振动端的距离，通过调节试验片长度，以使弯曲应力达到57.9kg/mm²。

「弯曲应力计算式：σ_B＝(3/2)·{(E·h)/1²}·δ」

(E＝杨氏模量(kg/mm²)  h＝板厚(mm)  l＝试验片长度(mm)  2δ＝单振幅5mm)

其次，把振动端侧的振幅(单振幅)设为一定的5mm，实施将振动端侧从水平位置下降5mm之后，再返回到水平位置的振动试验。到试验片折断为止，5×10⁶次以上的试验片设定为疲劳寿命良好(○)，不足5×10³次的，设定为疲劳寿命不良(×)。

<钎焊后强度>

在宽100mm×长250mm的试验片的长度方向的上面开孔，在孔里通过一根棒，把样品吊挂在棒上(冲击试验方式)。然后，放入钎焊炉，实施在升温速度15℃/分钟、保持600℃×5分钟、冷却速度200℃/1分钟的钎焊热处理。其后，把各供试材3根3根地进行切割，加工成JIS 5号试验片，在室温(25℃)放置1周后，实施拉伸试验，测定拉伸强度。将拉伸强度为160MPa以上的供试材设定为钎焊后强度良好(○)，不足160MPa的设定为钎焊后强度不良(×)。

<钎焊热处理后的芯材晶粒直径>

芯材的晶粒直径的测定按照JIS H：0501 7切割法里记述的方法进行。也就是说，在光学显微镜下拍摄芯材表面，在轧制方向引直线，数出利用直线长度的线段切割的结晶粒子个数。

<0.65～15μm的金属间化合物及超过15μm的金属间化合物的个数>

用SEM以500倍、20视野观察芯材表面，观察各种金属间化合物分布状况，算出1mm²面积内的个数。

在表5、6中表示这些试验结果。另外，在表5、6中，无法评价的用「」表示，在芯材晶粒直径中，不能满足本发明构成的，在其数值下画线。

如表5所示，供试材No.1～23满足本发明的要旨，所以钎焊性、耐侵蚀性、耐腐蚀性、疲劳寿命及钎焊后强度全部良好。

另一方面，No.24由于芯材里不含有Mg，所以钎焊后强度差。No.25由于牺牲材中Zn的浓度低于下限值，所以无法确保其和芯材的电位差，耐腐蚀性差。No.26由于牺牲材里未添加Mn，所以单体Si析出晶粒边界，耐腐蚀性差。No.27由于牺牲材中Si的浓度低于下限值，所以Al·Mn类化合物析出晶粒边界，耐腐蚀性差。No.28由于芯材中Ti的浓度超过上限值，所以铸造时形成粗大的金属间化合物，耐腐蚀性差。

No.29由于芯材中Si的浓度超过上限值，所以钎焊过程中包覆材融化，无法评价。No.30由于芯材中Cu的浓度低于下限值，所以其和牺牲材的电位差变小，耐腐蚀性差。No.31由于芯材中Mn的浓度超过上限值，所以生成很多金属间化合物，疲劳寿命差。No.32由于芯材中Mg的浓度超过上限值，助溶剂和Mg发生反应，钎焊型差。

No.33由于芯材中Ti的浓度低于下限值，所以不能形成层状分布，耐腐蚀性差。No.34由于芯材中Cu的浓度超过上限值，钎焊过程中包覆材融化，无法评价。No.35由于芯材中Si的浓度低于下限值，Al·Mn类化合物从晶粒边界析出，耐腐蚀性差。No.36由于牺牲材中Si的浓度超过上限值，钎焊过程中包覆材融化，无法评价。

No.37由于牺牲材中Zn的浓度超过上限值，钎焊过程中包覆材融化，无法评价。No.38由于牺牲材中Mn的浓度超过上限值，所以在牺牲材中产生许多较大尺寸的金属间化合物，耐腐蚀性差。

No.39由于牺牲材的厚度低于下限值，要确保和芯材的电位差变的困难，耐腐蚀性差。还有，来自芯材的Mg的扩散量增多，钎焊性差。No.40牺牲材的厚度超过上限值，包覆材自身的电位弱化，腐蚀速度变快，耐腐蚀性差。还有，由于牺牲材厚度较厚，作为包覆材的钎焊后强度变得较差。

No.41由于钎料的厚度低于下限值，所以来自芯材的Mg的扩散量增多，钎焊性差。No.42钎料的厚度超过上限值，焊剂的流动量增多，钎焊性、耐侵蚀性变差。还有，钎焊时芯材融化，作为耐腐蚀性、疲劳寿命、钎焊后强度的试验材料，无法使用。No.43由于芯材的均质化热处理温度低于下限值，所以包覆材无法轧制。No.44由于芯材均质化热处理的温度超过上限值，所以芯材结晶粒子变小，耐侵蚀性、钎焊性差。还有，超过15μm的金属间化合物超过50个/mm²，疲劳寿命差。

No.45由于冷加工率低于下限值，残存二次晶粒，发生侵蚀。因此，耐侵蚀性、钎焊性差。并且再结晶点的数量变少，结晶粒子变粗大，钎焊后强度差。特别是，由于产生侵蚀，芯材被严重侵蚀(局部侵蚀到板材厚度的大约一半)，耐腐蚀性试验中，所以当腐蚀到达侵蚀部位时，由于侵蚀部位优先被腐蚀而提前穿通，导致耐腐蚀性降低。疲劳寿命试验中，由于和健全的部位相比较，侵蚀部位的强度非常低，所以会产生使疲劳寿命降低之类的麻烦，导致疲劳寿命变差。

No.46由于冷加工率超过上限值，芯材晶粒直径变小，耐侵蚀性、钎焊性差。

No.47由于最终退火的温度超过上限值，一部分产生再结晶，发生侵蚀。因此，耐侵蚀性、钎焊性差。并且，由于产生侵蚀，芯材被严重侵蚀(局部侵蚀到板材厚度的大约一半)，耐腐蚀性试验中，当腐蚀到达侵蚀部位时，由于侵蚀部位优先被腐蚀而提前穿通，导致耐腐蚀性降低。疲劳寿命试验中，由于和健全的部位相比较，侵蚀部位的强度非常低，所以会产生疲劳寿命降低之类的麻烦，导致疲劳寿命差。

No.48由于最终退火的时间超过上限值，牺牲材中Zn及芯材中Cu的扩散量增多，无法确保钎焊后的牺牲材和芯材的电位差，耐腐蚀性差。No.49由于芯材中Mn的浓度低于下限值，Al、Si形成的金属间化合物的数量少，钎焊后的晶粒直径变粗大，钎焊后强度大幅度降低，进而疲劳寿命也差。No.50由于钎料的厚度低于下限值，不能充分进行钎焊，钎焊性差。还有，由于芯材里不含有Mg，所以钎焊后强度差。

以上就本发明的最佳实施方式、实施例进行了说明，但本发明并不仅限定于所述实施方式、实施例，在适合本发明主旨的范围内，也可以进行广泛的变更、改变来实施。这些全部都包括在本发明的技术范围之内。

Claims (3)

1.一种热交换器用铝合金包覆材，其包括：芯材、在该芯材的一面侧形成的牺牲材、和在该芯材的另一面侧上形成的由Al-Si类合金构成的钎料，其特征在于，

所述芯材含有0.5～1.1质量％的Si、0.5～1.1质量％的Cu、0.05质量％以上但低于0.6质量％的Mn、0.05～0.25质量％的Ti、0.45质量％以下的Mg，余量含有Al及不可避免的杂质，

所述牺牲材含有超过0.5质量％但在1.1质量％以下的Si、0.001～1.7质量％的Mn、3.0～6.0质量％的Zn，余量含有Al及不可避免的杂质，

并且，在595℃的温度下经过3分钟钎焊热处理后的芯材的晶粒直径为50μm以上但低于300μm，

所述钎料的厚度为20～55μm，所述牺牲材的厚度为25～50μm，

所述芯材中存在的Al-Mn类、Al-Mn-Si类、Al-Fe类、Al-Fe-Si类、Al-Mn-Fe-Si类的金属间化合物中，以圆换算直径计为0.65～15μm的所述金属间化合物分布有5×10³个/mm²以下，并且，超过15μm的金属间化合物分布有50个/mm²以下。

2.一种权利要求1所述的热交换器用铝合金包覆材的制作方法，其特征在于，包括：

准备芯材用构件、牺牲材用构件及钎料用构件的包覆材用构件准备工序；

将所述芯材用构件、所述牺牲材用构件及所述钎料用构件在规定位置重叠而形成叠合材的叠合工序；

对所述叠合材进行热处理的热处理工序；

在所述热处理工序后进行热轧的热轧工序；

在所述热轧工序后进行冷轧的第一冷轧工序；

在所述第一冷轧工序后进行中间退火的中间退火工序；

在所述中间退火工序后进行冷轧的第二冷轧工序，

并且，在所述包覆材用构件准备工序中准备所述芯材用构件时进行的均质化热处理，在440～570℃的温度下，进行2小时以上，

所述第二冷轧工序中的冷加工率为20～65％。

3.如权利要求2所述的热交换器用铝合金包覆材的制作方法，其特征在于，还包括在所述第二冷轧工序后，在300℃以下的温度下进行5小时以下的最终退火的最终退火工序。

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