CN103361522B - 热交换器用铝合金硬钎焊板 - Google Patents

热交换器用铝合金硬钎焊板 Download PDF

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Abstract

一种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具有心材、在心材的一面侧形成的牺牲材料以及在心材的另一面侧形成的焊料。心材由铝合金构成，含有Si：0.1～1.0质量％、Cu：0.5～1.2质量％、Mn：0.5～2.0质量％，剩余部分为Al及不可避免的杂质。牺牲材料由铝合金构成，含有Si：超过0.2质量％且0.8质量％以下，Zn：超过2.0质量％且5.0质量％以下、Mg：1.0～4.5质量％，剩余部分为Al及不可避免的杂质。焊料由铝合金构成。所述热交换器用铝合金硬钎焊板的加工硬化指数n值为0.05以上。心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。热交换器用铝合金硬钎焊板即使在薄壁材料时，强度、耐腐蚀性也优良，并且电焊焊接时的制管性及耐焊接裂纹性(电焊焊接性)也优良。

Description

热交换器用铝合金硬钎焊板
本申请基于日本专利申请2012-082790而主张优先权，并将其公开内容全部通过参照而编入本说明。
技术领域
本发明涉及在机动车用热交换器等中使用的热交换器用铝合金硬钎焊板。
背景技术
通常，作为机动车用的蒸发器或冷凝器等热交换器中的管材，使用通过电焊加工将铝合金硬钎焊板(以下，适当称为硬钎焊板)形成为管状的材料，该铝合金硬钎焊板通过利用牺牲材料和焊料包覆心材而构成。在这样的管材中使用的硬钎焊板中，作为心材，例如使用Al-Mn系合金，在该心材的作为一侧面的内侧、即与制冷剂始终接触的侧面例如使用Al-Zn系合金来作为牺牲材料。并且，在形成为管状时，在该心材的作为另一侧面的外侧通常使用Al-Si系合金来作为焊料。
近些年，机动车用热交换器存在轻量、小型化的倾向，伴随于此，期望占据热交换器的质量的多半的管材的薄壁化。为了这样的管材的薄壁化，需要与薄壁化的量对应的高强度化、高耐腐蚀化。因此，根据这样的需要性，提出有以高强度化、高耐腐蚀性等为目的的铝合金硬钎焊板、包覆材料。
例如，在日本特开2001-170793号公报中公开一种制管性及耐腐蚀性优良的热交换器用高强度铝合金包覆材料，其特征在于，将心材及牺牲材料的合金组成规定成固定，并且，心材的基体为纤维组织，包覆材料的抗拉强度为170～260MPa。
【发明的概要】
【发明要解决的课题】
然而，在现有的技术中，存在以下的问题。
如上所述，为了材料的薄壁化，而谋求与薄壁化的量对应的高强度化、高耐腐蚀化等。然而，伴随薄壁化，在管材的电焊加工时焊接缺陷增加，进而产生引起焊接裂纹的问题。因此，除了提高电焊焊接时的制管性(即，电焊焊接性)之外，还需要提高耐焊接裂纹性(即电焊焊接性)。
发明内容
本发明鉴于这样的问题而提出，其课题在于提供一种在薄壁材料时强度、耐腐蚀性也优良，且电焊焊接时的制管性及耐焊接裂纹性(电焊焊接性)也优良的热交换器用铝合金硬钎焊板。
【用于解决课题的手段】
本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板具备：心材，其由铝合金构成，含有Si：0.1～1.0质量％、Cu：0.5～1.2质量％、Mn：0.5～2.0质量％，剩余部分含有Al及不可避免的杂质；牺牲材料，其设置在所述心材的一面侧，由铝合金构成，含有Si：超过0.2质量％且在0.8质量％以下、Zn：超过2.0质量％且在5.0质量％以下、Mg：1.0～4.5质量％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成；焊料，其设置在所述心材的另一面侧，由铝合金构成，所述热交换器用铝合金硬钎焊板的特征在于，所述热交换器用铝合金硬钎焊板的加工硬化指数n值为0.05以上，所述心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。
根据这样的结构，心材通过含有规定量的Si、Cu、Mn，从而钎焊后强度、耐腐蚀性提高，牺牲材料通过含有规定量的Si、Zn、Mg，从而钎焊后强度、耐腐蚀性提高。另外，通过使加工硬化指数n值为0.05以上，从而塑性加工区域的倾向变大，产生压曲的应变量的临界值增大。由此，在通过翅片通过辊(finpassroll(フインパスロ一ル))的缩管成形时，可抑制边缘部的压曲产生，使电焊焊接性提高。并且，通过使心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下，从而相对于电焊焊接时的高温下的变形应力使集中于粒界部的应力分散，在薄壁、高强度化时也不会产生焊接裂纹。
所述心材还可以含有从Ti：0.05～0.25质量％、Cr：0.25质量％以下、Mg：0.05～0.5质量％中选择的至少一种。
根据这样的结构，心材通过含有规定量的Ti、Cr、Mg，从而耐腐蚀性、钎焊后强度提高。
【发明效果】
根据本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板，在薄壁材料时也能够使强度、耐腐蚀性提高。并且，还能够使电焊焊接性提高，因此在通过翅片通过辊的缩管成形时，可抑制边缘部的压曲产生，使电焊焊接时的对接稳定化，并且能够抑制焊接裂纹的产生。因此，能够得到良好的电焊焊接管。并且，由此，能够使热交换器轻量化、小型化，且能够实现成本降低。
附图说明
图1是表示本发明涉及的热交换器用铝合金硬钎焊板的结构的剖视图。
图2是用于对管材的边缘部的压曲进行说明的剖视图。
图3是用于说明实施例中的钎焊性的评价试验的说明图。
【符号说明】
1热交换器用铝合金硬钎焊板
2心材
3牺牲材料
4焊料
A管材
E边缘部
具体实施方式
以下，参照附图，具体地说明本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板的方式。需要说明的是，各附图所示的构件的大小或位置关系等存在为了使说明明确而夸张的情况。
《热交换器用铝合金硬钎焊板》
如图1所示，本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板(以下，适当称为硬钎焊板)1在心材2的一面侧具备牺牲材料3，在心材2的另一面侧具备焊料4。并且，硬钎焊板1的加工硬化指数n值为0.05以上，而且，心材2的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。
以下，对各构成进行说明。
<心材>
心材2为铝合金，其含有Si：0.1～1.0质量％、Cu：0.5～1.2质量％、Mn：0.5～2.0质量％，剩余部分为由Al及不可避免的杂质构成。并且，作为任意成分，还可以含有从Ti：0.05～0.25质量％、Cr：0.25质量％以下、Mg：0.05～0.5质量％中选择的至少一种。
[Si：0.1～1.0质量％]
Si与Al、Mn一起形成金属间化合物，其在结晶粒的粒内微细地分布而有助于分散强化，使钎焊后强度提高。在Si的含有量小于0.1质量％时，钎焊后强度降低。另一方面，当Si的含有量超过1.0质量％时，心材2的固相线温度降低，因此在钎焊加热时心材2熔融。因此，Si的含有量为0.1～1.0质量％。优选为0.2～0.4质量％。
[Cu：0.5～1.2质量％]
Cu具有提高钎焊后强度的效果，并且，通过添加Cu而使电位变高，从而增大心材2与牺牲材料3的电位差，因此使耐腐蚀性提高。在Cu的含有量小于0.5质量％时，钎焊后强度降低，并且，无法确保心材2与牺牲材料3的电位差，使内表面耐腐蚀性降低。另一方面，当Cu的含有量超过1.2质量％时，心材2的固相线温度降低，因此在钎焊加热时心材2熔融。因此，Cu的含有量为0.5～1.2质量％。优选为超过0.7质量％且1.1质量％以下。
[Mn：0.5～2.0质量％]
Mn具有提高钎焊后强度的效果。在Mn的含有量小于0.5质量％时，与Al、Si形成的金属间化合物数降低，因此基于金属间化合物得到的分散强化无法提高，使钎焊后强度降低。另一方面，当超过2.0质量％时，生成很多粗大的金属间化合物，轧制本身变得困难，从而硬钎焊板1的制造变得困难。因此，Mn的含有量为0.5～2.0质量％。优选为0.8～1.7质量％。
[Ti：0.05～0.25质量％]
Ti在心材2中呈层状分布，使内表面及外表面的耐腐蚀性大幅提高。在添加Ti的情况下，当Ti的含有量小于0.05质量％时，Ti在心材2中不呈层状分布，成为腐蚀显著的点腐蚀形态，使耐腐蚀性降低。另一方面，当超过0.25质量％时，在铸造中形成粗大的金属间化合物，使耐腐蚀性降低。因此，在添加Ti的情况下，Ti的含有量为0.05～0.25质量％。优选为0.1～0.20质量％。
[Cr：0.25质量％以下]
Cr在心材2内形成金属间化合物，具有提高钎焊后强度的效果。当Cr的含有量超过0.25质量％时，在铸造中形成粗大的金属间化合物，使耐腐蚀性降低。因此，在添加Cr的情况下，Cr的含有量为0.25质量％以下。优选为0.15质量％以下。
[Mg：0.05～0.5质量％]
Mg与Si一起形成Mg2Si的微细的析出相，具有提高钎焊后强度的效果。在Mg的含有量小于0.05质量％时，钎焊后强度降低。另一方面，当超过0.5质量％时，在进行使用非腐蚀性焊剂的钎焊的情况下，焊剂与Mg反应，从而无法进行钎焊。因此，在添加Mg的情况下，Mg的含有量为0.05～0.5质量％。优选为0.05～0.30质量％。
[剩余部分：Al及不可避免的杂质]
心材2的成分除了上述以外，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，列举有例如Fe、Zr等，若它们分别含有0.2质量％以下，则不会妨碍本发明的效果，允许含有在心材2中。
<牺牲材料>
牺牲材料3为铝合金，其含有Si：超过0.2质量％且0.8质量％以下、Zn：超过2.0质量％且5.0质量％以下、Mg：1.0～4.5质量％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。
[Si：超过0.2质量％且0.8质量％以下]
Si在钎焊时向心材2扩散，与从牺牲材料3向心材2扩散的Mg一起在钎焊后成为Mg2Si而在心材2中析出，具有提高钎焊后强度的效果。在Si的含有量为0.2质量％以下时，析出Mg2Si的效果小，钎焊后强度降低。另一方面，当超过0.8质量％时，固相线温度降低，因此牺牲材料3熔融。因而，Si的含有量为超过0.2质量％且0.8质量％以下。优选超过0.2质量％且0.6质量以下。
[Zn：超过2.0质量％且5.0质量％以下]
Zn是使电位降低的元素，通过向牺牲材料3添加Zn，具有确保牺牲材料3与心材2的电位差而提高内表面耐腐蚀性的效果。在Zn的含有量为2.0质量％以下时，牺牲材料3与心材2的电位差变小，在确保内表面耐腐蚀性上不充分。因此，内表面耐腐蚀性降低。另一方面，当超过5.0质量％时，使固相线温度降低，在钎焊中牺牲材料3熔融，而无法作为管材使用。因此，Zn的含有量为超过2.0质量％且5.0质量％以下。优选为超过3.0质量％且4.5质量％以下。
[Mg：1.0～4.5质量％]
Mg与Si一起形成Mg2Si的微细的析出相，具有提高钎焊后强度的效果。在Mg的含有量小于1.0质量％时，析出Mg2Si的效果小，钎焊后强度不会充分提高。另一方面，当超过4.5质量％时，轧制加工性显著降低，因此硬钎焊板1的制造困难。因而，Mg的含有量为1.0～4.5质量％。优选为1.5～4.0质量％。
[剩余部分：Al及不可避免的杂质]
牺牲材料3的成分除了上述之外，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，列举有例如Mn、Cr、Zr、Fe、In、Sn等，若Mn的含有量小于0.05质量％，Cr、Zr的含有量分别为0.2质量％以下，Fe的含有量为0.25质量％以下，In、Sn的含有量分别为0.1质量％以下，则不会妨碍本发明的效果，允许含有在牺牲材料中。
<焊料>
焊料4由Al系合金构成，作为Al系合金，列举有通常的JIS合金、例如4343、4045等。在此，Al系合金除了包括含有Si的合金之外，还包括含有Zn的合金。即，作为Al系合金，列举有Al-Si系合金或Al-Si-Zn系合金。并且，还可以使用例如含有Si：7～12质量％的Al-Si系合金。
在Si的含有量小于7质量％时，钎焊温度下的Al-Si液相量少，钎焊性容易变差。另一方面，当超过12质量％时，在焊料4铸造时粗大初晶Si增大，因此容易产生形成为硬钎焊板1时的心材2/焊料4界面处的过剩熔融，容易使钎焊后强度、耐腐蚀性降低。
但是，焊料4没有特别地限定，只要是通常使用的Al系(Al-Si系、Al-Si-Zn系)合金即可，可以为任意合金。另外，使用用于真空钎焊用的Al-Si-Mg系、Al-Si-Mg-Bi系合金也完全可以。并且，除了例如Si、Zn、Mg、Bi之外，还可以含有Fe、Cu、Mn等。
<加工硬化指数n值：0.05以上>
加工硬化指数n值是成为成形性的标准的特性值。当加工硬化指数n值大时，应变容易传播，容易进行均匀变形，因此可知到局部变形之前的伸长率(均匀伸长率)变好。但是，公知铝合金的加工硬化指数因应变量而变化，尤其是在高应变区域(公称应变0.10以上)中容易降低。
在本发明中，电焊焊接前的硬钎焊板1的加工硬化指数n值为0.05以上非常重要。在对伴随薄壁化的管材的电焊加工时的焊接缺陷增加进行锐意研究，并对电焊管成形过程进行详细地调查时，发现如下情况：如图2所示，在焊接缺陷产生时，在由翅片通过辊受到的应变量为2％左右的缩管成形时，管材A的边缘部E发生压曲。并且，发现加工硬化指数n值对该压曲影响较大。对于由翅片通过辊受到的应变量为2％左右的塑性加工而言，通过使硬钎焊板1的加工硬化指数n值为0.05以上，从而塑性加工区域的倾向增大，产生压曲的应变量的临界值增大。由此，能够抑制翅片通过辊处的压曲产生，使电焊焊接时的对接稳定化，从而即使薄壁时也能够得到良好的电焊焊接管。因此，硬钎焊板1的加工硬化指数n值为0.05以上。
加工硬化指数n值能够通过对加工成JIS5号试验片的硬钎焊板1进行拉伸试验，并利用由JISZ2253规定的两点法，以应变量2％、6％来算出。
<心材的垂直于轧制方向的截面上的平均结晶粒径：10μm以下>
伴随薄壁、高强度化，在电焊焊接时，在焊接部上产生裂纹。在对这样的焊接裂纹部进行详细地调查时，发现为沿着硬钎焊板1的心材2结晶粒界产生的裂纹。锐意研究的结果是，发现对于上述裂纹而言，通过使心材2的垂直于轧制方向的截面的结晶粒径微细粒化成10μm以下，从而能够相对于电焊焊接时的高温下的变形应力使集中于粒界部的应力分散，即使在薄壁、高强度化时也不会产生焊接裂纹。因此，使心材2的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。需要说明的是，无法看到清楚的结晶粒界的心材2结晶粒组织相对于焊接裂纹而言为有效的微细粒加工组织，所述结晶粒径包含在10μm以下。在此，心材2的垂直于轧制方向的截面表示板厚方向的ST(ShortTransverse)-LT(LongTransverse)截面。即，在与轧制方向正交的宽度方向上沿板厚方向(ST方向)切断而得到的截面。
接着，对心材部的平均结晶粒径的测定方法进行说明。
将供试验材料切断成2cm见方并沿轧制方向埋入树脂，对切断面进行磨削，之后通过显微镜对心材2的微观组织进行观察。通过切片法，分别测定三处心材2的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径，并求出其平均值。
并且，加工硬化指数n值及心材2的平均结晶粒径如后述的硬钎焊板1的制造方法中说明的那样，通过最终冷轧率及最终退火条件来进行控制。
作为一例，这样的硬钎焊板能够通过以下的制造方法进行制造。
首先，通过连续铸造将心材用铝合金、牺牲材料用铝合金及焊料用铝合金熔解、铸造来制造铸块，并对该铸块进行表面切削(表面平滑化处理)及均质化热处理，来制造心材用铸块(心材用构件)、牺牲材料用铸块、焊料用铸块。然后，将牺牲材料用铸块及焊料用铸块分别热轧成规定厚度，从而形成为牺牲材料用构件、焊料用构件。接着，在心材用构件的一面侧重叠牺牲材料用构件，在另一面侧重叠焊料用构件，并对该重叠材料进行热处理(再加热)，之后通过热轧进行压接而形成为板材。然后，进行冷轧、中间退火(连续退火)，进而进行最终冷轧。之后，进行最终退火。或者，在形成为板材之后，不进行中间退火而仅进行冷轧，然后进行最终退火。
在此，如上所述，为了使硬钎焊板的加工硬化指数n值为0.05以上，且使心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下，需要对制造过程中的最终冷轧率以及最终退火条件进行控制。并且，在进行中间退火和不进行中间退火的情况下，上述的条件不同。以下，对该条件进行说明。
<有中间退火>
在冷轧的途中加入中间退火的情况下，使用连续退火炉(CAL)来使温度(最高到达温度)成为350～550℃。在中间退火的最高到达温度小于350℃时，熔体化处理不充分，即使对之后的最终冷加工、最终退火温度进行控制，引入的应变量也变得过多，容易导致钎焊时的焊料扩散，从而使耐锈蚀性降低。另一方面，为了抑制退火时的焊料熔融，使上限的温度为550℃以下。需要说明的是，在使用了连续退火炉的中间退火中，在350～550℃的范围内的温度下的保持时间没有特别规定，但通常只要为5分以下(包括不保持)即可。
中间退火后的最终冷轧率超过80％，且优选为90％以下。因最终冷轧引入的应变对之后的最终退火产生的软化行为造成影响，从而因最终冷轧率及最终退火的条件的不同而无法得到加工硬化指数n值为0.05以上、且心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。在最终冷轧率为80％以下时，心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径超过10μm。另一方面，当超过90％时，引入的应变量变得过多，容易导致钎焊时的焊料扩散，从而存在耐锈蚀性降低的情况。需要说明的是，最终冷轧率越大，平均结晶粒径越小，从而加工硬化指数越大。
最终冷轧后的最终退火温度为超过250℃且400℃以下。在最终退火温度为250℃以下时，无法得到缓和轧制时的加工应变的效果，加工硬化指数n值低于0.05。当最终冷轧后的最终退火温度超过400℃时，硬钎焊板的心材进行再结晶，使心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径超过10μm。需要说明的是，最终退火中的加热时间没有特别地限定，通常优选为1～10小时。这是因为在加热时间小于1小时时，硬钎焊板的强度在线圈整体可能变得不均匀，另一方面，当超过10小时时，软化退火的效果饱和而有损经济性。
<无中间退火>
在省略中间退火的情况下，使热轧后的冷加工率超过80％，且优选为97％以下。在冷轧率为80％以下时，无法得到心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径为10μm以下。另一方面，当超过97％时，材料的强度变得过于高，可能难以轧制到目标的板厚。另外，最终冷轧后的最终退火的条件也只要与上述的情况同样即可，可以为以超过250℃且400℃以下的温度优选进行1～10小时加热的条件。需要说明的是，为了使材料组织均匀化，可以在热轧后以例如350℃以上的温度实施1小时以上的退火。
【实施例】
接着，对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比较，来具体地说明本发明的热交换器用铝合金硬钎焊板。
首先，通过通常方法，将心材用铝合金、牺牲材料用铝合金及焊料用铝合金熔解、铸造，并进行均质化处理，来得到心材用铸块(心材用构件)、牺牲材料用铸块、焊料用铸块。并且，对于牺牲材料用铸块及焊料用铸块而言，分别热轧成规定厚度，从而得到牺牲材料用构件、焊料用构件。然后，在心材用构件的一面侧以成为牺牲材料包覆率15％的方式重叠牺牲材料用构件，在另一面侧以成为焊料包覆率15％的方式重叠焊料用构件，并通过热轧进行压接而形成为板材。之后，进行冷轧、中间退火(以规定温度进行1分)、最终冷轧、最终退火(以规定温度进行3hr)或进行冷轧、最终退火(以规定温度进行3hr)，形成为板厚为0.25mm的板。
在表1～3中示出心材、牺牲材料、焊料的成分。需要说明的是，在表1、2中，将不含有成分的情况用“-”表示，对于不满足本发明的构成的情况，在数值下画底线表示。
【表1】
心材组成
*剩余部分：Al及不可避免的杂质
【表2】
牺牲材料组成
*剩余部分：Al及不可避免的杂质
【表3】
焊料组成
*剩余部分：Al及不可避免的杂质
对于这样制作的供试验材料，算出电焊焊接前的加工硬化指数n值以及心材的垂直于轧制方向的截面的平均结晶粒径(以下，适当称为心材结晶粒径)，并且关于特性评价，进行以下所示的各试验。
<加工硬化指数n值的测定>
对加工成JIS5号试验片的供试验材料进行拉伸试验，并通过由JISZ2253规定的两点法，以应变量2％、6％来求出硬钎焊板的加工硬化指数n值。
<心材结晶粒径的测定>
将供试验材料切断成2cm见方并沿轧制方向埋入树脂，对切断面进行磨削，之后通过显微镜对心材的微观组织进行观察。通过切片法，分别测定三处心材的垂直于轧制方向的截面的ST方向的平均结晶粒径，并求出其平均值。
<电焊焊接性的评价>
使用通常的剪切装置，以条材的宽度尺寸成为35mm的方式对供试验材料进行狭缝加工，并形成为卷绕线圈状。利用电焊管制造装置将这样得到的条材加工成电焊管，从而得到长径为16mm、短径为2mm的偏平管筒。并对该偏平管筒的耐焊接裂纹性及制管性进行评价。
[耐焊接裂纹性]
对得到的偏平管筒进行截面观察，调查焊接裂纹的有无。将没有观察到裂纹的情况评价为耐焊接裂纹性良好(○)，将观察到裂纹的情况评价为不良(×)。
[制管性]
对得到的偏平管筒进行100m量的外观检查，观察在长度方向上有无5mm以上的未焊接部。将没有5mm以上的未焊接部的情况评价为制管性良好(○)，将5mm以上的未焊接部存在一个以上的情况评价为制管性不良(×)。
<钎焊后强度的评价>
在将供试验材料以落锤试验方式进行钎焊之后(在露点为-40℃、氧浓度为200ppm以下的氮气氛中，以600℃的温度进行5分钟加热后)，加工成JIS5号试验片(对各供试验材料各制作三片)。将该试验片在室温(25℃)下放置一周后，通过拉伸试验测定钎焊后强度。将三个试验片的钎焊后强度的平均值为170MPa以上的情况评价为良好(○)，将小于170MPa的情况评价为不良(×)。需要说明的是，仅对电焊焊接性的评价为良好的供试验材料实施了钎焊后强度的评价。
<耐锈蚀性的评价>
制作对供试验材料分别以10％和20％的加工率施加冷轧后的供试验材料，并将它们以落锤试验方式进行钎焊(在露点为-40℃、氧浓度为200ppm以下的氮气氛中，以600℃的温度进行5分钟加热)。之后，将它们分别切断成2cm见方并埋入树脂，对切断面进行磨削，之后通过显微镜观察该磨削面。对各供试验材料而言，在完整的心材部为60％以上的情况下将耐锈蚀性评价为良好(○)，将一个以上小于60％的情况评价为不良(×)。需要说明的是，仅对电焊焊接性、钎焊后强度的评价为良好的供试验材料实施了耐锈蚀性的评价。
<钎焊性的评价>
从供试验材料切出宽度25mm×长度60mm的尺寸的试验片，在该试验片的焊料面上以5g/m2涂敷非腐蚀性的焊剂FL-7(森田化学工业株式会社制)并使其乾燥。如图3所示，以涂敷有焊剂的焊料面朝上的方式载置试验片(下板11)，并在其上面夹着φ2mm的不锈钢制的圆棒来作为间隔件12，且使厚度1mm、宽度25mm×长度55mm的3003合金板(上板13)相对于试验片铅垂地立起并用金属线进行固定。此时，间隔件12的位置为距试验片的一端50mm的距离。对其进行钎焊(在露点为-40℃、氧浓度为200ppm以下的氮气氛中，以600℃的温度进行5分钟加热)。对填充到试验片(下板11)与3003合金板(上板13)的间隙14中的焊脚的长度进行测定，将焊脚长度为30mm以上的情况评价为钎焊性良好(○)，将小于30mm的情况评价为不良(×)。需要说明的是，仅对电焊焊接性、钎焊后强度、耐锈蚀性的评价都为良好的供试验材料实施了钎焊性的评价。
<耐腐蚀性的评价>
在将供试验材料以落锤试验方式进行钎焊之后(在露点为-40℃、氧浓度为200ppm以下的氮气氛中，以600℃的温度进行5分钟加热后)，切断成宽度50mm×长度60mm的大小。然后，通过宽度60mm×长度70mm的大小的掩蔽用密封件，对焊料面以整面密封的方式进行覆盖，并将该密封件向牺牲材料面侧折回，由此对距牺牲材料的各边缘5mm的部分也通过密封件进行覆盖制作出试验片。实施将如下这样的循环进行90个周期的耐腐蚀试验，该循环为，将该试验片浸渍于含有Na+：118ppm、Cl-：58ppm、SO4 2-：60ppm、Cu2+：1ppm、Fe3+：30ppm的试验液中(88℃×8小时)，浸渍后，自然冷却到室温，之后，在室温状态保持16小时。目视观察腐蚀状況，将试验片的最大腐蚀深度为50μm以下的情况评价为良好(○)，将超过50μm的情况评价为不良(×)。需要说明的是，仅对电焊焊接性、钎焊后强度、耐锈蚀性、钎焊性的评价全部良好的供试验材料实施了耐腐蚀性的评价。
在表4、5中示出上述试验的试验结果。需要说明的是，在表4、5中，不能评价的情况或未进行评价的情况用“-”表示，对于不满足本发明的构成的情况以及制造条件不满足规定的情况，在数值下画底线表示。另外，在心材结晶粒径中，“没有清楚的粒界”是指心材结晶粒径为10μm以下的情况。
【表4】
【表5】
如表4所示，由于供试验材料No.1～20满足本发明的要件，因此在全部的评价项目中都为良好。
另一方面，如表5所示，由于No.21～42不满足本发明的构成，因此成为以下的结果。
No.21由于心材的Si含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.22由于心材的Si含有量过剩，因此在钎焊加热时心材熔融。No.23由于心材的Cu含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.24由于心材的Cu含有量过剩，因此在钎焊加热时心材熔融。
No.25由于心材的Mn含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.26由于心材的Mn含有量过剩，因此无法轧制，不能进行硬钎焊板的制作。No.27由于心材的Cr含有量过剩，因此在耐腐蚀性上差。No.28由于心材的Ti含有量过少，因此在耐腐蚀性上差。No.29由于心材的Ti含有量过剩，因此在耐腐蚀性上差。No.30由于心材的Mg含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.31由于心材的Mg含有量过剩，因此在钎焊性上差。
No.32由于牺牲材料的Si含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.33由于牺牲材料的Si含有量过剩，因此在钎焊加热时牺牲材料熔融。No.34由于牺牲材料的Zn含有量过少，因此在耐腐蚀性上差。No.35由于牺牲材料的Zn含有量过剩，因此在钎焊加热时牺牲材料熔融。No.36由于牺牲材料的Mg含有量过少，因此在钎焊后强度上差。No.37由于牺牲材料的Mg含有量过剩，因此无法轧制，不能进行硬钎焊板的制作。
No.38由于中间退火的温度高，因此焊料熔融而不能进行硬钎焊板的制作。No.39、40由于最终冷轧的冷轧率低且心材结晶粒径变得粗大，因此耐裂纹性差，且在电焊焊接性上差。No.41由于最终退火的温度低，且n值过小，因此制管性差，且在电焊焊接性上差。No.42由于最终退火温度高且心材结晶粒径粗大，因此耐裂纹性差，且在电焊焊接性上差。
需要说明的是，No.40的供试验材料是假定为上述专利文献1所记载的现有的硬钎焊板的供试验材料。如本实施例所示，现有的硬钎焊板的上述的评价不满足一定的水准。因此，通过本实施例，客观上清楚本发明的硬钎焊板比现有的硬钎焊板优良。
以上，示出实施方式及实施例而详细地说明了本发明，但本发明的主旨没有限定为上述的内容，其权利范围必须基于权利要求书来进行解释。需要说明的是，本发明的内容能够基于上述的记载进行改变·变更等是不言而喻的。

Claims (2)

1.一种电焊焊接时的制管性及耐焊接裂纹性优良的热交换器用铝合金硬钎焊板，其具备：
心材，其由铝合金构成，含有Si：0.1～1.0质量％、Cu：0.5～1.2质量％、Mn：0.5～2.0质量％，剩余部分含有Al及不可避免的杂质；
牺牲材料，其由铝合金构成，含有Si：超过0.2质量％且在0.8质量％以下、Zn：超过2.0质量％且在5.0质量％以下、Mg：1.0～4.5质量％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成；
焊料，其由铝合金构成，
所述热交换器用铝合金硬钎焊板的特征在于，
所述热交换器用铝合金硬钎焊板的加工硬化指数n值为0.05以上，
所述心材的垂直于轧制方向的截面上的平均结晶粒径为10μm以下，
为了制造所述热交换器用铝合金硬钎焊板，
首先，利用心材用铝合金、牺牲材料用铝合金及焊料用铝合金来制造心材用构件、牺牲材料用构件及焊料用构件，
然后，在所述心材用构件的一面侧重叠所述牺牲材料用构件，在另一面侧重叠所述焊料用构件，从而形成为板材，
在形成为板材之后，不进行中间退火而仅进行冷轧，然后进行最终退火。
2.根据权利要求1所述的热交换器用铝合金硬钎焊板，其特征在于，
所述心材还含有从Ti：0.05～0.25质量％、Cr：0.25质量％以下、Mg：0.05～0.5质量％中选择的至少一种。
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