CN101578382B - 热交换器用铝合金硬钎焊板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钎焊后强度高并且耐腐蚀性高而且钎焊性优异的热交换器用铝合金硬钎焊板。该热交换器用铝合金硬钎焊板(1a)具备芯材(2)、形成于该芯材(2)的一面侧的牺牲材料(3)、形成于该芯材(2)的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料(4)。牺牲材料(3)含有Fe：0.03～0.30质量％、Mn：0.01～0.40质量％、Si：0.4～1.4质量％、Zn：2.0～5.5质量％、Mg：0.05质量％以下，余部由Al及不可避免的杂质构成，并且600℃×5分钟热处理后的晶体粒径为100～400μm。

Description

热交换器用铝合金硬钎焊板
技术领域
本发明涉及一种在汽车等的热交换器中使用的热交换器用铝合金硬钎焊板(brazing sheet)。
背景技术
一般来说，作为汽车用的散热器、蒸发器及电容器等热交换器的管道材料等材料，使用铝合金覆层材料(clad material)(铝合金硬钎焊板)。
作为此种铝合金覆层材料(铝合金硬钎焊板)，公开过如下的硬钎焊板或铝合金覆层材料(例如参照专利文献1)，即，在由铝合金构成的芯材的一面，形成由Al-Si合金构成的钎料(brazing filler metal)，在该芯材的另一面，形成由Al-Zn合金构成的牺牲阳极材料(sacrificial anodematerial)，通过规定这些芯材、钎料、牺牲阳极材料的组成来提高钎焊(brazing)性、强度、耐腐蚀性(corrosion resistance)等。
专利文献1：日本特开2004-76057号公报(0021～0040段、0064段)
但是，在以往的硬钎焊板等中，有如下所示的问题。
如果将热交换器的管道材料等用硬钎焊板等来制作，则会产生钎料与牺牲材料(sacrificial material)(牺牲阳极材料)被接合的部位。该部位中，通过利用钎焊时的加热使钎料的焊料熔化，出现焊脚(fillet)(焊料存留)，而将钎料与牺牲材料接合。
但是，以往的硬钎焊板等中，虽然钎焊性得以改善，然而在接合部中有时焊脚的长度不够充分，因而有钎焊性差的情况。
另外，在汽车用热交换器中，虽然实现了材料的薄壁(thin gauge)化，然而为了实现轻质化、小型化及成本降低，对于进一步的薄壁化的要求不断增强。这样，为了推进该薄壁化，就需要进一步的钎焊后强度的提高和高耐腐蚀性(high-corrosion resistance)，并且要求有良好的钎焊性。
这里，在以往的技术中，虽然钎焊后强度、耐腐蚀性、钎焊性等的水平得以提高，然而为了应对材料的薄壁化，希望有高的钎焊后强度、高耐腐蚀性，并且希望进一步改善钎焊性。
发明内容
所以，本发明是鉴于该问题而完成的，提供一种钎焊后强度高且耐腐蚀性高并且钎焊性优异的热交换器用铝合金硬钎焊板。
作为用于解决上述问题的途径，本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板是具备芯材、形成于该芯材的一面侧的牺牲材料、形成于该芯材的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料的热交换器用铝合金硬钎焊板，其特征在于，上述牺牲材料含有Fe：0.03～0.30质量％、Mn：0.01～0.40质量％、Si：0.4～1.4质量％、Zn：2.0～5.5质量％、Mg：0.05质量％以下，余部由Al及不可避免的杂质(inevitable impurities)构成，并且600℃×5分钟热处理后的晶体粒径为100～400μm。
根据此种构成，通过向牺牲材料中添加Fe、Mn、Si、Zn及Mg，就会在牺牲材料中生成金属间化合物，钎焊后强度提高。另外，利用Zn向牺牲材料中的添加，电位就会变低(less noble)，因而相对于芯材的牺牲阳极效果提高，耐腐蚀性提高，利用Si、Mg的添加，Si、Mg就会固溶于合金组织中，钎焊后强度提高。此外，通过将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径控制为100～400μm的范围，在钎焊时，钎料与牺牲材料的接合部位的焊料展开性(filler spreading abilities)就会提高，焊脚(焊料存留)的长度变长。这样，钎焊性就会提高。
根据本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板，通过在牺牲材料中含有规定量的规定元素，并且将钎焊时的热处理后的晶体粒径控制为规定范围，就可以提高钎焊后强度、耐腐蚀性，并且提高钎焊性。
附图说明
图1(a)是表示本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板的构成的剖面图，(b)是表示其他的实施方式的热交换器用铝合金硬钎焊板的构成的剖面图。
图2是表示热交换器用铝合金硬钎焊板的制造方法的流程的图。
图3是表示钎焊性的评价方法的概略图，(a)是从横向看到的钎焊加热前的状态的概略图，(b)是从上方看到的钎焊加热前的状态的概略图，(c)是从横向看到的钎焊加热后的状态的概略图，(d)是从上方看到的钎焊加热后的状态的概略图。
其中，1a、1b  热交换器用铝合金硬钎焊板，
2、12  芯材，
3、13  牺牲材料，
4、14  钎料，
5  中间材料，
S1a  芯材用构件准备工序，
S1b  牺牲材料用构件准备工序，
S1c  钎料用构件准备工序，
S2  重合工序，
S3  热处理工序，
S4  热轧(hot rolling)工序，
S5  粗退火(annealing)工序，
S6、S8  冷轧(cold rolling)工序，
S7  中间退火(annealing)工序，
S9  精退火工序
具体实施方式
下面将参照附图对本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板进行详细说明。而且，所参照的附图中，图1是表示本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板的构成的剖面图，图2是表示热交换器用铝合金硬钎焊板的制造方法的流程的图。
作为本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板(以下适当地称作“硬钎焊板”)，可以举出如图1(a)所示在芯材2的一面侧形成了牺牲材料3、在另一面侧形成了钎料4的3层的热交换器用铝合金硬钎焊板1a(硬钎焊板1a)。
下面，对构成硬钎焊板1a的芯材2、牺牲材料3、钎料4的合金成分的含量的数值限定理由等以及牺牲材料3的晶体粒径的限定理由等进行说明。
《芯材》
作为芯材2，例如可以使用如下的芯材2，即，含有Cu：0.5～1.2质量％、Mn：0.6～1.9质量％、Si：0.5～1.4质量％，此外还含有Cr：0.05～0.3质量％、Ti：0.05～0.3质量％当中的至少一种以上，余部由Al及不可避免的杂质构成。但是，芯材2没有特别限定，只要是通常所用的芯材2，无论是何种都可以。例如，为了提高强度，也可以含有Mg：0.01～0.7质量％，此外还可以含有Fe等。
《牺牲材料》
牺牲材料3含有Fe：0.03～0.30质量％、Mn：0.01～0.40质量％、Si：0.4～1.4质量％、Zn：2.0～5.5质量％、Mg：0.05质量％以下，余部由Al及不可避免的杂质构成，并且600℃×5分钟热处理后的晶体粒径需要满足100～400μm。
而且，这里的600℃×5分钟热处理后是钎焊时的时候。
<Fe：0.03～0.30质量％>
Fe与Al、Mn、Si一起形成作为金属间化合物的Al-Mn-Fe、Al-Fe-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等而向合金组织中结晶(crystallization)或析出(precipitation)，提高钎焊后强度。
如果Fe的含量小于0.03质量％，则无法获得钎焊后强度的提高效果。另一方面，如果超过0.30质量％，则Al-Mn-Fe、Al-Fe-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等增大而使阴极(cathode)反应性增大，耐腐蚀性劣化。
所以，将Fe的含量设为0.03～0.30质量％。
<Mn：0.01～0.40质量％>
Mn与Al、Fe、Si一起形成作为金属间化合物的Al-Mn-Fe、Al-Mn-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等而向合金组织中结晶或析出，提高钎焊后强度。
如果Mn的含量小于0.01质量％，则无法获得钎焊后强度的提高效果。另一方面，如果超过0.40质量％，则会降低牺牲材料3表面的焊料的流动性(flowability)，钎焊性(焊料流动性)劣化。
这是因为，在液相(liquid phase)焊料(熔融(melting)焊料)一边接触牺牲材料3表面一边展开之时，牺牲材料3中的Mn会降低液相焊料在牺牲材料3表面的润湿性(wettability)。
所以，将Mn的含量设为0.01～0.40质量％。
<Si：0.4～1.4质量％>
Si与Al、Fe、Mn一起形成作为金属间化合物的Al-Fe-Si、Al-Mn-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等而向合金组织中结晶或析出，提高钎焊后强度。另外，Si的一部分固溶于合金组织中，提高钎焊后强度。
如果Si的含量小于0.4质量％，则会因固溶不足等而无法获得钎焊后强度的提高效果。另一方面，如果超过1.4质量％，则Al-Fe-Si、Al-Mn-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等就会增大而使阴极反应性增大，耐腐蚀性劣化。
所以，将Si含量设为0.4～1.4质量％。
<Zn：2.0～5.5质量％>
Zn具有使牺牲材料3的电位更低的效果，通过添加到牺牲材料3中可以提高相对于芯材2的牺牲阳极效果，提高耐腐蚀性。
如果Zn的含量小于2.0质量％，则无法获得使电位降低的效果，牺牲阳极效果变得不充分，耐腐蚀性劣化。另一方面，如果超过5.5质量％，则由于牺牲材料3的熔点降低，因此在对管道、头部、散热片等各构件进行钎焊而将热交换器接合的钎焊工序中，牺牲材料3有可能部分地熔化。如果牺牲材料3部分地熔化，则钎焊性(焊料流动性)、钎焊后强度、耐腐蚀性就会劣化。
所以，将Zn含量设为2.0～5.5质量％。
<Mg：0.05质量％以下>
Mg固溶于合金组织中，使钎焊后强度提高。此外，由于在其与牺牲材料3中所含的Zn之间形成由MgZn2的组成构成的金属间化合物，因此钎焊后强度进一步提高。
如果Mg的含量超过0.05质量％，则助熔剂(flux)就会与Mg反应，生成MgF2等配位化合物。由此，助熔剂本身的活性度降低，破坏牺牲材料3表面的氧化膜的作用降低，钎焊性劣化。
所以，将Mg含量设为0.05质量％以下。
而且，为了获得钎焊后强度提高的效果，优选添加0.003质量％以上。
<余部：Al及不可避免的杂质>
牺牲材料3的成分除了上述的以外，余部由Al及不可避免的杂质构成。而且，作为不可避免的杂质，例如可以考虑含有0.25质量％以下的Cu、Ni、Bi、Zr、Sn、P、Be、B等，容许在不妨碍本发明的效果的范围中含有它们。
<牺牲材料的晶体粒径>
将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径设为100～400μm的范围。
通过将牺牲材料3组织中的晶体粒径设为该范围，在钎焊时，在牺牲材料3与钎料4的接合部位，液相焊料穿过晶粒的晶界而展开的焊料展开性(焊料流动性)就会提高，焊脚(焊料存留)的长度变长。这样就可以提高钎焊性。
如果晶体粒径小于100μm，则牺牲材料3表面的晶界密度变得过大，液相焊料在晶界中的保持(截留)增加，焊料展开性(焊料流动性)降低。另一方面，如果晶体粒径超过400μm，则牺牲材料3表面的晶界密度变得过小，焊料展开性(焊料流动性)受到阻碍。而且，由于晶界与晶粒内不同，是晶体取向紊乱的部分，因此与晶粒内相比，液相焊料更容易反应(熔化)而展开(更容易形成展开路径)。
所以，将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径设为100～400μm的范围。
而且，钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径优选设为120～380μm的范围。如果晶体粒径为120～380μm的范围，则牺牲材料3表面的晶界密度就会变得更为适度，焊料展开性(焊料流动性)容易进一步提高。
这里，牺牲材料3组织中的晶体粒径可以通过调整牺牲材料3(牺牲材料用铸锭)的均匀化热处理的条件；或在与芯材2(芯材用构件)、钎料4(钎料用构件)重合后进行热轧之前加热的热处理的条件；和最后冷轧中的最终冷轧率，而控制为在钎焊时的600℃×5分钟热处理后，达到100～400μm的范围。
在均匀化热处理的情况下，将条件设为450～610℃，优选设为450～560℃×1～30小时，在不进行均匀化热处理的情况下，在进行热轧之前加热的热处理中，将条件设为450～560℃×1～30小时。另外，无论是在进行还是不进行均匀化热处理的情况下，最终冷轧中的最终冷轧率都设为20～40％。
而且，将晶体粒径的范围设为钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径是因为，如前所述，焊料的展开随着晶体粒径而变化，该焊料的展开是由于在温度达到钎焊温度的600℃附近时，焊料熔化，液相焊料穿过晶界而引起的，因此只要判断温度达到600℃附近时的晶体粒径即可。另外，严格来说，焊料熔化是在577～600℃左右，然而由于在该温度范围内，在焊料的展开方面没有很大的变化，因此设为600℃×5分钟热处理后的晶体粒径。
而且，晶体粒径的测定可以利用JIS H：0501 7.切割法中记载的方法来进行。
即，可以通过利用光学显微镜拍摄牺牲材料3表面的照片，沿轧制方向拉直线，计数被直线的长度的线段分隔的晶粒个数来进行。
<牺牲材料厚度>
牺牲材料3的厚度优选为30～55μm的范围。
如果牺牲材料3的厚度小于30μm，则牺牲防腐蚀效果(sacrificial anti-corrosion effect)容易变小，内面侧(冷却水侧)的耐腐蚀性容易劣化。另一方面，如果超过55μm，则芯材2的厚度变薄，硬钎焊板1a的强度容易降低。
《钎料》
钎料4由Al-Si系合金构成，这里，所谓Al-Si系合金也包括除了Si以外还含有Zn的合金。即，作为Al-Si系合金，可以举出Al-Si系合金或Al-Si-Zn系合金。
作为钎料4，例如可以使用含有Si：7～12质量％的Al-Si系合金。
如果Si的焊料小于7质量％，则钎焊温度下的Al-Si液相量少，钎焊性容易变差。另一方面，如果超过12质量％，则由于在钎料铸造时粗大初晶(primary crystal)Si增大，因此容易产生制成硬钎焊板la时的芯材2/钎料4界面上的过度熔融，容易使钎焊后强度、耐腐蚀性劣化。
但是，钎料4没有特别限定，只要是通常所用的Al-Si系(Al-Si-Zn系)合金，则无论是何种都可以。例如，除了Si、Zn以外，也可以还含有Fe、Cu、Mn、Mg等。
下面，对本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板的其他的实施方式进行说明。
热交换器用铝合金硬钎焊板只要在芯材的一面侧的最表面形成牺牲材料、在另一面侧的最表面(surface)形成钎料即可，如图1(b)所示，也可以是在芯材2的一面侧形成了牺牲材料3、在芯材2的另一面侧形成了中间材料5、钎料4的4层的热交换器用铝合金硬钎焊板1b(硬钎焊板1b)。
另外，虽然未图示，然而也可以是进一步增加了钎料、牺牲材料、中间材料的层数的5层以上的硬钎焊板。
《中间材料》
中间材料5在芯材2中添加了Mg的情况下，可以作为防止Mg向钎料4侧的扩散的Mg扩散防止层，另外，也可以作为用于提高钎料4侧的耐腐蚀性的牺牲防腐蚀层，设于芯材2与钎料4之间。
中间材料5由Al-Mn系合金构成，这里，所谓Al-Mn系合金也包括除了Mn以外还含有Cu、Si等的合金。
作为中间材料5，例如可以使用Al-Mn-Cu-Si系合金。但是，中间材料5没有特别限定，只要是通常所用的中间材料5，无论是何种都可以。例如，除了Mn、Cu、Si以外，也可以还含有Ti。
下面，参照图2，对热交换器用铝合金硬钎焊板的装置方法(制造工序)的一例进行说明。
首先，利用连续铸造来熔化、铸造芯材用铝合金、牺牲材料用铝合金及钎料用铝合金，根据需要进行面铣(surface milling)、均匀化热处理，得到芯材用铸锭(ingot)(芯材用构件)、牺牲材料用铸锭、钎料用铸锭。这里，在牺牲材料用铸锭中，在进行均匀化热处理的情况下，为了将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径控制为100～400μm，将条件设为450～610℃(优选450～560℃)×1～30小时。另外，对于牺牲材料用铸锭及钎料用铸锭，分别以规定厚度进行热轧或切割，得到牺牲材料用构件、钎料用构件(芯材用构件准备工序：S1a、牺牲材料用构件准备工序：S1b、钎料用构件准备工序：S1c)。
而且，虽然未图示，然而在设置中间材料的情况下，可以利用与上述的牺牲材料用构件或钎料用构件相同的方法来制作中间材料用构件。
然后，在将芯材用构件、牺牲材料用构件及钎料用构件(根据需要还有中间材料用构件)以达到规定的包覆率(clad ratio)的方式利用重合工序(S2)重合后，利用热处理工序(S3)以400℃以上的温度进行热处理，利用热轧工序(S4)进行压焊(roll bonding)而制成板材。而且，在热处理工序(S3)的加热中，在不对牺牲材料用铸锭进行均匀化热处理的情况下，为了将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径控制为100～400μm，将条件设为450～560℃×1～30小时。
其后，经过粗退火工序(S5)、冷轧工序(S6)、中间退火工序(S7)、冷轧工序(S8)而制成规定的板厚。
而且，粗退火工序(S5)也可以在促进元素的扩散的情况下实施。另外，中间退火工序(S7)的中间退火的条件优选为350～450℃、3小时以上，对于最终的冷轧工序(S8)的冷轧率(最终冷轧率)(cold rollingreduction)，为了将钎焊时的600℃×5分钟热处理后的晶体粒径控制为100～400μm，使之达到20～40％。另外，在制成最终的板厚后，也可以考虑成形性等而利用精退火工序(S9)实施精退火。如果进行精退火，则由于材料软化、伸长率提高，因此可以确保加工性。
实施例
下面，对于本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板，通过比较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来具体地说明。
《制作试样材料》
首先，利用连续铸造熔化、铸造了芯材用铝合金、牺牲材料用铝合金及钎料用铝合金。对于芯材(芯材用构件)，实施550℃×10小时的均匀化热处理，得到规定厚度的芯材用铸锭(芯材用构件)。对于牺牲材料(牺牲材料用构件)，实施550℃×10小时的均匀化热处理，对于钎料(钎料用构件)，实施500℃×10小时的均匀化热处理，制成牺牲材料用铸锭、钎料用铸锭，将该牺牲材料用铸锭及钎料用铸锭分别以规定厚度热轧，得到牺牲材料用构件、钎料用构件。此后，在将芯材用构件、牺牲材料用构件及钎料用构件以达到规定的包覆率的方式，如表2所示的组合那样地重合、以450℃的温度加热后，利用热轧进行压焊而制成板材。其后，通过在进行了冷轧、360℃×3小时的中间退火后，再进行冷轧率为20～40％的冷轧，制作了板厚0.20mm的铝合金硬钎焊板(试样材料(test material))。
表1中表示出钎料、牺牲材料的成分。而且，在表1中，将不含有成分的用“-”表示，对于不满足本发明的构成的在数值下画出下划线地表示。另外，芯材的组成为，Si：0.80质量％、Fe：0.20质量％、Cu：0.98质量％、Mn：1.4质量％、Mg：0.01质量％、Ti：0.12质量％，余部由Al及不可避免的杂质构成。
[表1]
Figure G2007800481777D00111
*余部：Al及不可避免的杂质
对于如此制作的热交换器用铝合金硬钎焊板(试样材料)的特性评价，进行了如下所示的各个试验。
《试验方法》
<钎焊性(焊料流动性)>
对于钎焊性(焊料流动性)的试验的方法，参照附图进行说明。在所参照的附图中，图3是表示钎焊性的评价方法的概略图，(a)是从横向看到的钎焊加热前的状态的概略图，(b)是从上方看到的钎焊加热前的状态的概略图，(c)是从横向看到的钎焊加热后的状态的概略图，(d)是从上方看到的钎焊加热后的状态的概略图。
如图3(a)(b)所示，将在钎料单体15的一面以10g/m2涂布了助熔剂16的、Si：10质量％而余部由Al及不可避免的杂质构成的预加钎料(preplaced brazing filler metal)A(0.25mm(板厚)×5mm(L1)×5mm(L2))放置于由芯材12、牺牲材料13、钎料14构成的试样材料11的牺牲材料13表面，进行了600℃×5分钟的钎焊加热。这样就如图3(c)(d)所示，将预加钎料A的焊料17展开，测定了焊料展开距离L3。这里，焊料展开距离L3设为从钎焊加热前的原来的预加焊料A’的一端到焊料展开的头端的距离。
将焊料展开距离L3为5mm以上的设为钎焊性(焊料流动性)良好(○)，将小于5mm的设为不良(×)。
<钎焊后强度>
关于钎焊后强度的试验，利用600℃×5分钟加热后的试样材料，与轧制方向平行地制作JIS5号试验片，在室温下实施拉伸试验，测定了抗拉强度。将抗拉强度为160MPa以上的设为钎焊后强度良好(○)，将小于160MPa的设为不良(×)。
<耐腐蚀性>
作为耐腐蚀性的试验，评价了牺牲材料侧的耐腐蚀性。具体来说，浸渍(immersion)于Cl-300ppm、SO4 2-100ppm、Cu2+5ppm的溶液中，在88℃×8小时后自然冷却到室温，然后保持16小时，实施将该循环进行30天的浸渍试验，测定了腐蚀深度。将腐蚀深度为牺牲材料厚度以下的设为耐腐蚀性优良(◎)，将腐蚀深度小于牺牲材料厚度+20μm的设为良好(○)，将牺牲材料厚度+20μm以上的设为不良(×)。
将这些试验结果表示于表2中。而且，牺牲材料的晶体粒径的测定是利用JIS H：0501 7.切割法中记载的方法进行的。
[表2]
Figure G2007800481777D00131
*钎料的厚度为40μm
如表2所示，试样材料No.1～8由于满足本发明的要件，因此钎焊性(焊料流动性)、钎焊后强度及耐腐蚀性全都优良或良好。
另一方面，No.9由于牺牲材料(S9)的Fe的浓度小于下限值，因此钎焊后强度差。No.10由于牺牲材料(S10)的Fe的浓度超过上限值，因此Al-Mn-Fe、Al-Fe-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等增大而使阴极反应性增大，耐腐蚀性差。No.11由于牺牲材料(S11)的Mn的浓度小于下限值，因此钎焊后强度差。No.12由于牺牲材料(S12)的Mn的浓度超过上限值，因此钎焊性(焊料流动性)差。
No.13由于牺牲材料(S 13)的Si的浓度小于下限值，因此钎焊后强度差。No.14由于牺牲材料(S14)的Si的浓度超过上限值，因此Al-Fe-Si、Al-Mn-Si、Al-Mn-Fe-Si系化合物等增大而使阴极反应性增大，耐腐蚀性差。No.15由于牺牲材料(S15)的Zn的浓度小于下限值，因此无法获得使电位降低的效果，耐腐蚀性差。No.16由于牺牲材料(S16)的Zn的浓度超过上限值，因此牺牲材料的熔点降低，牺牲材料部分地熔化，钎焊性(焊料流动性)、钎焊后强度、耐腐蚀性都差。
No.17由于牺牲材料(S17)的Mg的浓度超过上限值，因此助熔剂本身的活性度降低，将牺牲材料3表面的氧化膜破坏的作用降低，钎焊性(焊料流动性)差。No.18由于牺牲材料(S18)的晶体粒径小于下限值，因此牺牲材料表面的晶界密度变得过大，液相焊料在晶界中的保持(截留)增加，钎焊性(焊料流动性)差。No.19由于牺牲材料(S19)的晶体粒径超过上限值，因此牺牲材料表面的晶界密度变得过小，液相焊料穿过晶界而展开的焊料展开性受到阻碍，钎焊性(焊料流动性)差。
以上虽然对本发明的优选的实施方式、实施例进行了说明，然而本发明并不限定于上述实施方式、实施例，也可以在能够适合本发明的主旨的范围中广泛地变更、改变而实施，它们都包含于本发明的技术的范围中。

Claims (1)

1.一种热交换器用铝合金硬钎焊板，是具备芯材、形成于该芯材的一面侧的牺牲材料、形成于该芯材的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料的热交换器用铝合金硬钎焊板，其特征在于，
所述牺牲材料含有Fe：0.03～0.30质量％、Mn.0.01～0.40质量％、Si：0.45～1.4质量％、Zn：2.0～5.5质量％、Mg：0.05质量％以下，余部由Al及不可避免的杂质构成，并且600℃热处理5分钟后的晶体粒径为100～400μm。
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