CN101787469B

CN101787469B - 热交换器用铝合金包覆材

Info

Publication number: CN101787469B
Application number: CN201010108608.8A
Authority: CN
Inventors: 小林宣裕; 阪下真司; 植田利树
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2009-01-22
Filing date: 2010-01-22
Publication date: 2012-05-09
Anticipated expiration: 2030-01-22
Also published as: CN102517478B; US8524377B2; CN102517478A; US20120231293A1; US20100183897A1; JP5466409B2; JP2010168622A; CN101787469A; US8501327B2

Abstract

本发明提供一种具有优异的钎焊性并且耐孔蚀性优异的热交换器用铝合金包覆材。热交换器用铝合金包覆材(1a)具备：芯材(2)、形成于该芯材(2)的一面侧的牺牲材(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)，其特征在于，芯材(2)含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.3质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，牺牲材(3)含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

Description

热交换器用铝合金包覆材

技术领域

本发明涉及汽车等的热交换器使用的铝合金包覆材。

背景技术

通常，作为汽车用热交换器的原材料，使用在芯材的一面或两面配设有钎料、牺牲材(对芯材的牺牲防蚀材料)的各种铝合金包覆材。现在，为了使汽车轻量化，这种热交换器用铝合金包覆材正在要求高强度、高抗蚀性、且例如金属板厚为0.3mm以下的薄壁。

例如，专利文献1中公开一种热交换器用的铝合金复合材，在规定牺牲材(牺牲阳极材料)中的Zn、Mn量的基础上，通过控制牺牲材中的Al-Mn系金属间化合物的粒径和分布，使得随着牺牲材的抗蚀效果的腐蚀电流值减小来提高抗蚀性。

具体地说，铝合金制的芯材的各个面为含有1.0～6.0质量％的Zn、0.2～2.0质量％的Mn、余量为Al及不可避免的杂质构成的铝合金，并且，通过将以数密度2.0×10⁹个/mm³以上含有平均粒径为0.1～0.8μm的Al-Mn系金属间化合物的铝合金构成的牺牲材、和含有规定量的Si的Al-Si系合金制的钎料进行复合，使得随着牺牲材的抗蚀效果的腐蚀电流值为40μA/cm²。

另外，专利文献2中公开一种热交换器用的铝合金包覆材，在规定芯材的Mn、Cu、Si、Fe量，且规定牺牲材(牺牲阳极材料)的Zn、Mn、Sii、Fe量的基础上，通过控制牺牲材中的化合物的粒径和密度来控制电位梯度、腐蚀方式，由此提高抗蚀性。

具体地说，记载了一种抗蚀性优异的热交换器用铝合金包覆材，其特征在于，在芯材的一面上复合Al-Si系钎料，在另一面上复合牺牲材，其中，所述芯材含有Mn：0.6～2.0质量％、Cu：0.3～1.0质量％、Si：0.3～1.2质量％和Fe：0.01～0.4质量％，余量是Al和杂质，所述牺牲材含有Zn：2.0～6.0质量％、Mn：0.2～1.0质量％、Si：0.01～0.4质量％、Fe：0.01～0.3质量％，余量是Al和杂质，在牺牲材的母材中的Mn系化合物、Si系化合物和Fe系化合物中，粒径0.1μm以上的化合物粒子为2×10⁶个/mm²以下。

专利文献

专利文献1：(日本)特开平11-61306号公报

专利文献2：(日本)特开2004-76057号公报

但是，就现有热交换器用的铝合金包覆材而言，存在以下所示的问题。

汽车用热交换器中，实现了材料的薄壁化，但为了轻量化、小型化及降低成本，进一步薄壁化的要求日益强烈。而且，由于该薄壁化的进程，热交换器用的铝合金包覆材必须要有高的抗蚀性。另外，热交换器用的铝合金包覆材还必须具有优异的钎焊性。

在此，现有技术中，虽然提高了抗蚀性、钎焊性等的水平要求，但是，为了对应材料的薄壁化，理想的是更高抗蚀性、且具有优异的钎焊性的热交换器用的铝合金包覆材的开发。

另外，以铝合金包覆材的高强度化为目的，在铝合金中除添加Mn以外，进行Fe、Si、Cn等合金元素的添加。为这种铝合金包覆材时，例如，如专利文献1所述，仅仅控制Al-Mn系金属间化合物来确保足够的抗蚀性显得比较困难。尤其是在形成孔状腐蚀(以下将其称为“孔蚀”，将不易发生孔蚀的性能称为“抗孔蚀性”)的这种使用条件下，例如在汽车的散热器的散热管等中使用的情况下，有可能在比较短的时间内就会发生孔空隙(从散热管的内面贯通至外面的孔)。

在此，铝合金包覆材中所添加的合金元素例如Mn、Fe、Si、Cu等，在铝合金中形成MnAl₆、Al₁₂SiMn₃、Al₁₂Si(Mn，Fe)₃等Al-Mn系、Al₂Cu等Al-Cu系、其它Al₃Fe、Al₁₂Fe₃Si等金属间化合物。另外，芯材的铝合金中所含有的例如Cu等合金元素在595℃×3分钟钎焊加热后，由于其自芯材的扩散，在牺牲材的铝合金的矩阵中进行固溶，或形成如前所述的金属间化合物。而且，这种金属间化合物的形成例如在进行合金元素的添加及热轧等的情况下，是不可避免的现象。

以上的金属间化合物中的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物成为腐蚀发生的起点。即，Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物在铝合金中作为阴极部位起作用，因此认为，其会促进在其周围附近的局部腐蚀，容易形成孔蚀。尤其是，在这些金属间化合物以少量且粗大的尺寸存在的情况下，以此为起点发生少数孔蚀，阳极的溶解在此集中，所以容易产生孔空隙。

发明内容

于是，本发明是鉴于这种问题而开发，提供一种具有优异的钎焊性并且抗孔蚀性优异的热交换器用铝合金包覆材。

作为用于解决所述课题的方法，本发明提供一种热交换器用铝合金包覆材(以下有时称为“包覆材”)，其具备：芯材、形成于该芯材的一面侧的牺牲材、形成于该芯材的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料，其特征为，所述芯材含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.3质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成；所述牺牲材含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％；余量由Al及不可避免的杂质构成。

根据这种构成，通过在芯材中添加规定量的Si、Mn、Cu、Ti，芯材的强度、抗孔蚀性提高，另外，通过在牺牲材中添加规定量的Zn、Cr，牺牲材的强度、抗孔蚀性提高。

另外，本发明提供一种热交换器用铝合金包覆材，其具备：芯材、形成于该芯材的一面侧的牺牲材、形成于该芯材的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料，其特征为，所述芯材含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.3质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成，所述牺牲材含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％、Si：1.0质量％以下(不包括0质量％)、Mn：2.0质量％以下(不包括0质量％)，余量由Al及不可避免的杂质构成，595℃×3分钟钎焊加热后在所述牺牲材中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物，在所述牺牲材的与轧制方向正交的方向上的垂直的截面(以下称为“牺牲材截面”)的电子显微镜观察像中的最大尺寸，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的数密度为1×10⁵个/mm²以上，并且，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的面积率为4％以下。

根据这种构成，通过在芯材中添加规定量的Si、Mn、Cu、Ti，芯材的强度、抗孔蚀性提高，另外，通过在牺牲材中添加规定量的Zn、Cr、Si、Mn，牺牲材的强度、抗孔蚀性提高。进而，通过控制牺牲材中析出的规定的金属间化合物的分散状态(最大尺寸(当量圆直径)、数密度及面积率)，就不易发生以它们的金属间化合物为起点的孔蚀，阳极的溶解不会集中。因此，不会促进这些金属间化合物的周围附近的局部腐蚀，不易发生孔空隙。

另外，本发明的热交换器用铝合金包覆材，其特征为，所述芯材还含有Mg：0.05～0.7质量％。

根据这种构成，通过在芯材中还添加规定量的Mg而形成Mg₂Si化合物，使得芯材的强度提高。

此外，本发明的热交换器用铝合金包覆材，其特征为，在所述芯材和所述钎料之间，设置有不含Mg的铝合金制中间材。

根据这种构成，通过在芯材和钎料之间具有中间材，可防止芯材中所含有的Mg向钎料中扩散，可防止钎焊性降低。

根据本发明的热交换器用铝合金包覆材，通过使芯材及牺牲材中含有规定量的规定元素，不会使钎焊性降低，能够使包覆材的强度及抗孔蚀性提高。另外，根据本发明的热交换器用铝合金包覆材，通过使芯材及牺牲材中含有规定量的规定元素，并且对在595℃×3分钟钎焊加热后在所述牺牲材中析出的金属间化合物的分散状态进行控制，能够不使钎焊性降低而使包覆材的强度及抗孔蚀性提高。而且，通过在芯材中添加规定量的Mg，可以进一步提高包覆材的强度。另外，通过在芯材和钎料之间设置中间层，可以防止钎焊性降低。

附图说明

图1(a)、(b)是表示部分名单热交换器用铝合金包覆材的构成的剖面图；

图2(a)是表示牺牲材的剖面的示意图；(b)是用于说明牺牲材的截面在电子显微镜观察下的观察位置的示意图；(c)是用于说明电子显微镜观察像视野内的规定的金属间化合物的分散状态的示意图。

符号说明

1a、1b 热交换器用铝合金包覆材

2 芯材

3 牺牲材

4 钎料

5 中间材

S 牺牲材的截面

V 视野(SEM观察像视野)

C Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物

具体实施方式

下面，参照附图对本发明的热交换器用铝合金包覆材详细地进行说明。

作为本发明的热交换器用铝合金包覆材，可举出如图1所示，在芯材2的一面侧形成有牺牲材3、在另一面侧形成有钎料4的三层的热交换器用铝合金包覆材1a((包覆材1a)。

另外，就热交换器用铝合金包覆材而言，只要在芯材的一面侧的最表面形成牺牲材、在另一面侧的最表面形成钎料即可，如图1(b)所示，也可以是在芯材2的一面侧形成有牺牲材3、在另一面侧形成有中间材5、钎料4的四层的热交换器用铝合金包覆材1b(包覆材1b)。

此外，未图示，还可以是增加了牺牲材3、钎料4、中间材5中的层数的五层以上的包覆材。

接着，对构成包覆材1a、1b的芯材2、牺牲材3、钎料4、中间层5中的合金成分的含量的数值限定理由、牺牲材3中析出的金属间化合物的分散状态进行说明。

[第一实施方式]

本发明的第一实施方式为，芯材2含有规定量的Si、Mn、Cu、Ti，根据需要还含有规定量的Mg，余量由Al及不可避免的杂质构成；牺牲材3含有规定量的Zn、Cr，余量由Al及不可避免的杂质构成。

《芯材》

芯材2含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.30质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，为提高强度，也可以还含有Mg：0.05～0.7质量％。

<Si：0.15～1.6质量％>

Si有使芯材2的强度提高的效果，尤其是含有Mg时，利用Si-Mg系析出物可以使芯材2的强度提高。但是，Si的含量不足0.15质量％时，不能充分地提高芯材2的强度。而当Si的含量超过1.6质量％时，由于使融点降低，钎焊时会产生芯材2的熔融。

因而，Si的含量设定为0.15～1.6质量％。另外，更优选0.5～1.2质量％。

<Mn：0.3～2.0质量％>

Mn有使芯材2的强度及抗孔蚀性提高的效果。但是，Mn的含量不足0.3质量％时，不能充分地提高芯材2的强度。而当Mn的含量超过2.0质量％时，形成粗大的析出物，加工性降低，并且由于孔蚀到达芯材2后会作为阴极部位而动作，抗孔蚀性降低。

因而，Mn的含量设定为0.3～2.0质量％。另外，更优选0.6～1.7质量％。

<Cu：0.1～1.0质量％>

Cu有使芯材2的强度提高的效果。但是，芯材2中含Cu时，往往会使粒界腐蚀感受性增大，而使牺牲材3侧的抗孔蚀性降低。因此，通过使牺牲材3含Zn，使得牺牲材3的电位相对于芯材2及粒界过低，可以防止粒界腐蚀。但是，Cu的含量不足0.1质量％时，不能确保其和牺牲材3的电位差，抗孔蚀性降低。而当Cu的含量超过1.0质量％时，因使得融点降低，钎焊时会产生芯材2的熔融。

因而，Cu的含量设定为0.1～1.0质量％。另外，更优选0.6～1.0质量％。

<Ti：0.02～0.30质量％>

Ti在芯材2中分布为层状，使腐蚀方式层状化，所以，使抗孔蚀性提高。但是，Ti的含量不足0.02质量％时，使腐蚀形态层状化的效果变小。而当Ti的含量超过0.30质量％时，生成A1-Ti系的粗大的金属间化合物，成为成形加工时破裂的主要原因。

因而，Ti的含量设定为0.02～0.30质量％。

<Mg：0.05～0.7质量％>

Mg有使芯材2的强度提高的效果。尤其是能够形成Mg₂Si化合物，使芯材2的强度提高。但是，Mg的含量不足0.05质量％时，不能充分地提高芯材2的强度，且添加Mg的效果变小。而Mg的含量超过0.7质量％时，在通常使用焊剂的钎焊法(ノコロツク法)中，焊剂成分和Mg发生反应，因此钎焊性降低。

因而，含有Mg时，Mg的含量设定为0.05～0.7质量％。另外，更优选0.1～0.5质量％。

<余量：Al及不可避免的杂质>

芯材2的成分除上述外，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，例如含有Zr、B、Fe。即使在例如将Zr设定为0.2质量％以下、B设定为0.1质量％以下、Fe设定为0.2质量％以下(都不包括0质量％)等范围含有这种不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。因而，允许含有这种不可避免的杂质。另外，在芯材2中，这种不可避免的杂质的含量合计可以允许到0.4质量％。

《牺牲材》

牺牲材3含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成。

<Zn：4.0～10.0质量％>

Zn有降低牺牲材3的电位的效果。如上所述，芯材2中含有Cu时，因粒界腐蚀感受性增大，必需降低牺牲材3的电位。Zn的含量不足4.0质量％时，对于芯材2不能维持充分的电位差，芯材2发生粒界腐蚀，抗孔蚀性降低。而Zn的含量超过10.0质量％时，包覆时，包覆材自身往往会破裂，并且牺牲材3的自身腐蚀速度加快，牺牲材3产生早期腐蚀，抗孔蚀性降低。

因而，Zn的含量设定为4.0～10.0质量％。另外，更优选4.5～7.0质量％。

<Cr：0.01～0.5质量％>

Cr在牺牲材3中形成Al和析出物，成为作为阴极部位起作用的化合物析出的基点。即，具有通过添加Cr，使阴极部位进行微细分散，且通过增加孔腐蚀发生的基点，抑制腐蚀向深度方向进展的效果。Cr的含量不足0.01质量％时，阴极部位的分散不充分，不能使包覆材的抗孔蚀性充分提高。而Cr的含量超过0.5质量％时，形成粗大析出物，阴极部位的分散不充分，反而使抗孔蚀性降低。

因而，Cr的含量设定为0.01～0.5质量％。另外，更优选0.05～0.3质量％。

<余量：Al及不可避免的杂质>

牺牲材3的成分除上述外，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，例如含有Ti、Zr、B、Fe。即使在例如将Ti设定为0.05质量％以下、Zr设定为0.2质量％以下、B设定为0.1质量％以下、Fe设定为0.2质量％以下(都不包括0质量％)等范围含有这种不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。因而，允许含有这种不可避免的杂质。另外，在牺牲材3中，这种不可避免的杂质的含量合计可以允许到0.4质量％。

[第二实施方式]

本发明的第二实施方式为，芯材2含有规定量的Si、Mn、Cu、Ti，根据需要还含有规定量的Mg，余量由Al及不可避免的杂质构成；牺牲材3为含有规定量的Zn、Cr、Si、Mn，余量由Al及不可避免的杂质构成的材料。此外，对牺牲材3中析出的金属间化合物的分散状态按照规定进行控制。

《芯材》

芯材2含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.30质量％，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，为提高强度，也可以还含有Mg：0.05～0.7质量％。关于芯材2的合金成分的含量的数值限定理由、余量等，和上述第一实施方式一样，所以，在此省略其说明。

《牺牲材》

牺牲材3含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％、Si：1.0质量％以下(不包括0质量％)、Mn：2.0质量％以下(不包括0质量％)，余量由Al及不可避免的杂质构成。关于Zn、Cr的含量的数值限定理由、余量等，和上述第一实施方式一样，所以，在此省略其说明。

<Si：1.0质量％以下(不包括0质量％)>

Si有使牺牲材3的强度提高的效果。Si的含量越多牺牲材3的强度越高，但Si的含量超过1.0质量％时，会形成粗大析出物，在此基础上，粒界腐蚀感受性增大，抗孔蚀性降低。

因而，Si的含量设定为1.0质量％以下。另外，更优选0.1～0.7质量％。

<Mn：2.0质量％以下(不包括0质量％)>

Mn有使牺牲材3的强度提高的效果。Mn在牺牲材3中固溶使牺牲材3的强度提高。Mn的含量越多，牺牲材3的强度越提高，但Mn的含量超过2.0质量％时，形成粗大析出物且在牺牲材3内作为阴极部位起作用，因此，促进腐蚀，抗孔蚀性降低。

因而，Mn的含量设定为2.0质量％以下。另外，更优选0.3～1.2质量％。

<牺牲材中析出的金属间化合物的分散状态>

作为595℃×3分钟钎焊加热后在牺牲材3中析出的金属间化合物的分散状态，在牺牲材3中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物，与牺牲材3的轧制方向正交的方向上的垂直的截面的电子显微镜观察像的最大尺寸，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的数密度为1×10⁵个/mm²以上，且以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的面积率为4％以下。

另外，所谓“最大尺寸以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下”，是指电子显微镜观察图像视野内的所有金属间化合物的最大直径为“10nm以上且1μm以下”。

如上所述，Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物成为腐蚀发生的起点，尤其是，在这些金属间化合物以少量且粗大的尺寸存在的情况下，以此为起点发生少数孔蚀，阳极的溶解在此集中，所以容易产生孔空隙。因此，牺牲材3中析出的金属间化合物的分散状态(最大尺寸(当量圆直径)、数密度及面积率)必须满足上述的范围。

另外，数密度是表示孔蚀发生的基点的数的指标。该值小时，具体地说，该值不足1×10⁵个/mm²时，孔蚀发生的基点少，往往会促进向深度方向的腐蚀进展。另一方面，对于上限没有特别限制，但通常为1×10⁶个/mm²以下。

这种金属间化合物的分散状态的控制，可以通过将牺牲材3中的合金成分的含量限定在上述范围，并且按照规定限定后述的牺牲材3(牺牲材用铸块)的均质化处理的条件来进行。

接着，参照图2(a)～(b)对这种金属间化合物的分散状态进行调研的方法的一例进行说明。

首先，对牺牲材3的和轧制方向正交的方向上的垂直的截面S(参照图2(a))，以牺牲材3的厚度的1/2的位置为视野V的中心，用扫描型电子显微镜在10000倍进行观察，(参照图2(b))，进行SEM观察像(电子显微镜观察像)的拍摄。另外，在本发明的成分中，全部的析出物包括Mn、Si、Cu的任一种。而且，通过求出含Mn、Si、Cu的金属间化合物C的SEM观察像视野V内(10μm×100μm)的当量圆直径L、个数及它们所占的面积率，来调研金属间化合物C的分散状态(参照图2(c)，但是，为了方便，图2(c)的视野V表示对图2(b)的视野V的中心进行了SEM观察的部分)。

《钎料》

钎料4由Al-Si系合金构成，作为Al-Si系合金可举出通常的JIS合金，例如4343、4045等。在此，所谓Al-Si系合金是包括除含有Si以外还含有Zn的合金。即，作为Al-Si系合金可举出Al-Si系合金或Al-Si-Zn系合金。另外，除Si、Zn外，也可以含有例如Fe、Cu、Mn、Mg等。

<余量：Al及不可避免的杂质>

钎料4的成分除上述外，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，例如含有Ti、Zr、B、Fe。即使在例如将Ti设定为0.05质量％以下、Zr设定为0.2质量％以下、B设定为0.1质量％以下、Fe设定为0.2质量％以下(都不包括0质量％)等范围含有这种不可避免的杂质，也不妨碍本发明的效果。因而，允许含有这种不可避免的杂质。另外，在钎料4中，这种不可避免的杂质的含量可以允许合计到0.4质量％。

《中间材》

优选在芯材2和上述钎料4之间设置不含Mg的铝合金制中间材5。通过在芯材2和钎料4之间具备这种中间材5，可以防止芯材2中所含的Mg向钎料4中进行热扩散，可以防止钎焊性降低。

中间材5是不含Mg的铝合金，除纯Al及JIS3003以外，为了提高强度及确保其与钎料4的电位差，可以适当采用添加了Si，Mn，Cu，Ti的铝合金。作为组成例可以举出Al-1Si-1Cu-1.6Mn等。利用这种中间材5可以防止芯材2的Mg的热扩散。另外，利用Si，Cu，Mn，Ti可以使电位比钎料4低得多，所以，能够防止芯材2的腐蚀。

就这种包覆材1a(1b)而言，作为一例可以通过以下的制造方法进行制造。

首先，通过连续铸造将牺牲材用铝合金及钎料用铝合金进行溶解、制块、铸造而制造成铸块，根据需要对该铸块进行表面加工(表面平滑化处理)及均质化处理，由此制造芯材用铸块、牺牲材用铸块、钎料用铸块。

在此，就牺牲材用铸块而言，为控制析出的金属间化合物的分散状态，均质化处理是必须的，优选450～550℃×6小时以下的均质化处理，在冷却速度为0.5～2℃/分钟的条件下进行。另外，芯材用铸块、牺牲材用铸块、钎料用铸块分别热轧至规定的厚度，制成芯材用部件、牺牲材用部件、钎料用部件。另外，设置中间材时，可以用和上述的牺牲材用部件或钎料用部件同样的方法制作中间材用部件。

其次，在芯材用部件的一面侧层叠牺牲材用部件，在其另一面侧层叠钎料用部件(根据需要，中间材用部件)，对该层叠材料进行热处理(再加热)后，通过热轧进行压接而制成板材。其后，进行冷轧、中间退火(连续退火)，再进行冷轧。另外，其后，也可以实施精加工退火。

另外，当进行本发明时，在对上述各工序不造成影响的范围，在上述各工序之间或前后，还可以包括变形矫正处理工序等其它工序。

实施例

接着，对满足本发明的主要条件的实施例和未满足本发明的主要条件的比较例进行比较，由此对本发明的热交换器用铝合金包覆材详细地进行说明。

《供试材料制作》

将具有表1所示的化学组成的a～p芯材用铝合金进行溶解、制块，在700℃的铸造温度下进行铸造，制造出铸块后，在530℃×75分钟、0.5℃/分钟进行冷却直至500℃这样的条件下进行均质化处理后，进行热轧制造出芯材用部件。

另外，将具有表2所示的化学组成的A～J牺牲材用铝合金进行溶解、制块，在700℃～760℃的铸造温度下进行铸造，制造出铸块后，在450～550℃×6小时以下、0.5℃/分钟进行冷却直的条件下进行均质化处理后，在400℃以上进行热轧，制造出牺牲材用部件。

然后，将含有11质量％的Si的Al-Si合金的钎料用铝合金，在通常施行的条件下进行铸造、均质化处理后，通过热轧制造出钎料用部件。

在制造出的a～p中的任一芯材用部件的一侧面层叠A～J中的任一牺牲材用部件，在芯材用部件的另一侧面层叠钎料用部件，在400～550℃下进行热轧，其后进行冷轧，制造表3所示的No.1～26的包覆材。另外，包覆材的板厚设定为0.25mm，牺牲材的板厚设定为0.03mm。

表1、2表示牺牲材的成分。另外，表1、2中，不含的成分用“-”表示，关于未满足本发明的构成的成分，在数值等的下面画线表示。

表1

＊芯材成分的余量为Al及不可避免的杂质

表2

＊牺牲材成分的余量为Al及不可避免的杂质

对于这样操作制成的热交换器用铝合金包覆材(供试材料)，进行595℃×3分钟的钎焊相当加热，之后，进行以下所示的各试验，对其特性进行评价。另外，调研牺牲材中析出的金属间化合物的分散状态(最大尺寸(当量圆直径)、数密度及面积率)。另外，钎焊性的评价是对未施行钎焊相当加热的供试材料进行评价。

<抗孔蚀性>

抗孔蚀性的评价是通过测定最大孔蚀深度来进行的。最大孔蚀深度如下进行测定。按照纵宽50mm、横宽50mm的尺寸切出包覆材，将其浸渍与作为冷却水模拟液的OY水(Cl^-：195质量ppm、SO₄ ^2-：60质量ppm、Cu²⁺：1质量ppm、Fe³⁺：30质量ppm、pH：3.0)中，在88℃下保持8小时(包括从室温加热到88℃的时间)之后，在室温下保持16小时(包括从88℃自然冷却到室温的时间)，按照这样的周期进行一个月的浸渍试验，测定试验后的牺牲材侧的腐蚀深度(最大腐蚀深度)。

最大腐蚀深度的测定为，将所述浸渍试验后的试样的表面生成的腐蚀生成物除掉，之后，用焦点深度法对各包覆材上产生的孔蚀深度按50点/块进行测定，将所测定的50点中最深的孔蚀作为最大孔蚀深度。表3表示最大孔蚀深度(μm)。将最大孔蚀深度为30μm以下的材料评价为抗孔蚀性良好，将最大孔蚀深度超过30μm的材料评价为抗孔蚀性不良。

<钎焊性>

钎焊性的评价为，根据通过滴落试验得到的流动系数(铝硬钎焊手册(平成4年1月发行)，轻金属结构焊接协会P126记载的“滴落型流动性试验”的方法)对钎焊性进行评价。将流动性为65％以上的材料评价为钎焊性良好(○)，将不足65％的材料评价为钎焊性不良(×)。并将钎焊时产生芯材的熔融的材料评价为钎焊性不良(×)。

<牺牲材中析出的金属间化合物的分散状态>

对于进行了595℃×3分钟的钎焊相当加热之后的铝合金包覆材，利用扫描型电子显微镜(SEM)如下操作，求出牺牲材的和轧制方向正交的方向上的垂直的截面中的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物(表3中记作“牺牲材析出物”)的最大尺寸、以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的数密度(个数/1mm²)、以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的面积率。

(1)在各包覆材中随机选择5处，制作截面观察用的试验片。这这时，对截面观察用的试验片的表面(观察面)实施抛光研磨，形成镜面。

(2)用扫描型电子显微镜(日本电子制，JSM-T330)在10000倍下，对在各个试验片中每一点的牺牲材的截面，以牺牲材的厚度的1/2的位置为视野的中心进行观察，并拍摄SEM观察像。

(3)使用SEN观察像求出含Mn、Si、Cu的金属间化合物的SEM观察像视野内(10μm×10μm)的最大尺寸、个数及它们所占的面积率。

将Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的最大尺寸的当量圆直径为10nm以上且1μm以下的材料评价为最大尺寸良好(○)；将最大尺寸的当量圆直径为50nm以上且500nm以下的材料评价为最大尺寸特别良好◎；将超过1μm的材料评价为最大尺寸不良(×)。

另外，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的个数每1mm²为1×10⁵个以上的材料评价为数密度良好，将该个数为5×10⁵～1×10⁶个的评价为数密度特别良好，将不足1×10⁵个的评价为数密度不良。

而且，将以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的面积率为4％以下的材料评价为面积率良好(○)；将超过4％的评价为不良(×)。

表3表示这些试验结果。另外，表3中，用“-”表示未进行评价的材料及不能评价的材料，关于未满足本发明的构成的材料及未满足评价基准的材料，在数值下面画线来表示。

表3

如表3所示，供试材料No.1～15满足本发明的主要条件，所以抗孔蚀性、钎焊性都良好。

另一方面，No.16：牺牲材中的Zn的浓度不足下限值，所以，对芯材不能够维持足够的电位差，芯材2发生粒界腐蚀，抗孔蚀性差。No.17：牺牲材中的Si的浓度超过上限值，所以，形成粗大析出物，且粒界腐蚀感受性增大，抗孔蚀性差。另外，由于形成了粗大析出物，金属间化合物的分散状态不能满足本发明的范围。

No.18：牺牲材中的Mn的浓度超过上限值，所以，形成粗大析出物，在牺牲材内作为阴极部位起作用而促进腐蚀，因此，抗孔蚀性差。另外，由于生成了粗大析出物，金属间化合物的分散状态不能满足本发明的范围。

No.19：牺牲材中的Cr的浓度超过上限值，所以，形成粗大析出物，阴极部位的分散不充分，抗孔蚀性差。另外，由于生成了粗大析出物，金属间化合物的分散状态不能满足本发明的范围。No.20：牺牲材中的Cr的浓度不足下限值，阴极部位的分散不充分，抗孔蚀性差。另外，由于得不到微细分散效果，金属间化合物的分散状态不能满足本发明的范围。

No.21：芯材中的Si的浓度超过上限值，因此融点减低，钎焊时芯材产生熔融，有不能作为包覆材使用的可能性，所以，抗孔蚀性及金属间化合物的分散状态未进行评价。No.22：芯材中的Mn的浓度超过上限值，形成粗大析出物，加工性差，并且孔蚀到达芯材时作为阴极部位动作，抗孔蚀性差。No.23：芯材中的Cu的浓度不足下限值，不能充分确保其和牺牲材的电位差，抗孔蚀性差。

No.24：芯材中的Cu的浓度超过上限值，因此融点减低，钎焊时芯材产生熔融，有不能作为包覆材使用的可能性，所以，抗孔蚀性及金属间化合物的分散状态未进行评价。No.25：芯材中的Mg的浓度超过上限值，包覆材和Mg反应，钎焊性差。另外，由于钎焊性差，有不能作为包覆材使用的可能性，所以，抗孔蚀性及金属间化合物的分散状态未进行评价。No.26：芯材中的Ti的浓度超过上限值，轧制时产生破裂，不能制作试验片。

另外，牺牲材中的Zn超过上限即10.0质量％的材料制作比较困难，所以，没有具体的成分组成的数据。但是，通常，牺牲材的Zn超过上限时，复合时，包覆材本身往往会破裂，且牺牲材的自身腐蚀速度增大，牺牲材产生早期腐蚀，抗孔蚀性降低。

以上，对本发明的最佳实施方式、实施例进行了说明，但本发明并不仅限于所述实施方式、实施例，在能够适合部分名单宗旨的范围，也可以试试广泛的变更、改变，它们都被包括在本发明的记述范围。

Claims

1.一种热交换器用铝合金包覆材，其具备：芯材、形成于该芯材的一面侧的牺牲材和形成于该芯材的另一面侧的由Al-Si系合金构成的钎料，其特征在于，

所述芯材含有Si：0.15～1.6质量％、Mn：0.3～2.0质量％、Cu：0.1～1.0质量％、Ti：0.02～0.3质量％，余量是Al及不可避免的杂质，

所述牺牲材含有Zn：4.0～10.0质量％、Cr：0.01～0.5质量％、Si：1.0质量％以下但不包括0质量％、Mn：2.0质量％以下但不包括0质量％，余量是Al及不可避免的杂质，

并且，595℃×3分钟钎焊加热后在所述牺牲材中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物，在所述牺牲材的与轧制方向正交的方向上的垂直截面的电子显微镜观察像中的最大尺寸，以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下，

所述以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的数密度为1×10⁵个/mm²以上，

并且，所述以当量圆直径计为10nm以上且1μm以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金属间化合物的面积率为4％以下。

2.如权利要求1所述的热交换器用铝合金包覆材，其特征在于，所述芯材还含有Mg：0.05～0.7质量％。

3.如权利要求2所述的热交换器用铝合金包覆材，其特征在于，在所述芯材和所述钎料之间设有不含Mg的铝合金制中间材。