CN103805820A

CN103805820A - 铝合金钎焊片材及其制造方法

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Publication number: CN103805820A
Application number: CN201310562539.1A
Authority: CN
Inventors: 福元敦志
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2012-11-14
Filing date: 2013-11-13
Publication date: 2014-05-21
Anticipated expiration: 2033-11-13
Also published as: JP2014098185A; CN103805820B; EP2732898A1; US20140134458A1; US20160243657A1; JP5339560B1; IN2013MU03514A

Abstract

本发明提供具有良好的耐腐蚀性的铝合金钎焊片材。本发明的解决手段在于,铝合金钎焊片材包括铝合金的心材,包层在其一面上的Al-Si系合金的钎料,以及包层在心材的另一面上的牺牲阳极材料,牺牲阳极材料含有Si:0.5～1.5质量%、Fe:0.5～1.5质量%、Zn:1.0～6.0质量%、Ti:0.05～0.20质量%，心材含有Si:0.5～1.2质量%、Fe:0.05～0.60质量%、Cu:0.3～1.0质量%、Mn:0.5～1.6质量%、Ti:0.05～0.20质量%，相当于钎焊加热后的上述牺牲阳极材料的维氏硬度为30Hv以上，得到上述铝合金钎焊片材及其制造方法。

Description

铝合金钎焊片材及其制造方法

技术领域

本发明涉及在汽车用热交换器使用的铝合金钎焊片材(brazing sheet,也称“钎焊板”),尤其适合作为散热器或加热器心材等的冷却水的通道构成材料使用的耐腐蚀性优异的铝合金钎焊片材及其制造方法。

背景技术

铝合金具备轻量且高的热传导性,因此,用于汽车用热交换器,例如,散热器,冷凝器,蒸发器,加热器心材,中间冷却器等。汽车用热交换器主要通过钎焊法制造,通常,钎焊使用Al-Si系合金的钎料,在600℃左右的高温下进行。这种钎焊使用各种各样的方法,一般,使用作为非腐蚀性焊剂的氟化物系焊剂,在N₂气体中进行钎焊的方法。

可是,近年,对于汽车轻量化的要求提高,与此伴随,研究汽车用热交换器的轻量化及构成热交换器的各部件的薄壁化。为了部件薄壁化,需要钎焊后的强度及耐腐蚀性比以往材料优异的材料。

以往,如汽车用散热器或加热器心材那样,作为冷却水在管内面循环的热交换器的管材,使用例如在JIS3003合金的心材的内面侧,包覆Al-Zn系合金等的牺牲阳极材料,在大气侧包覆Al-Si系合金等的钎料的管材。

若将Al-Zn系合金配置在冷却水侧,则在钎焊时添加在牺牲阳极材料的Zn向心材扩散,形成Zn扩散层。由于存在该Zn扩散层,在牺牲阳极材料发生的腐蚀达到心材后也在横向扩大进展,长期不发生贯穿腐蚀,这为人们所公知。

但是,作为散热器或加热器心材的冷却水,利用含有防冻液的从中性到弱碱性的水溶液(长使用期冷冻剂,long-life coolant,LLC),根据种类不同,有pH值为10前后者。在牺牲阳极材料使用Al-Zn系合金的管材中,在这种环境下不能得到充分的牺牲防腐蚀效果,存在早期发生贯穿腐蚀的问题。又,当冷却水流过管内时,若其流速快,在管中因磨蚀/侵蚀(erosion-corrosion)引起发生贯穿腐蚀,还存在热交换器寿命变短的问题。

在专利文献1中,记载热交换器用铝合金包材,其特征在于,在由铝合金构成的心材单面,包覆铝合金钎料,在另一面上包覆牺牲阳极材料,在这样的铝合金包材中,牺牲阳极材料的基体中存在的化合物是Fe、Ni、Si、Mn、Co之中一种或多种元素与Al的化合物。

在上述热交换器用铝合金包材中,进行向牺牲阳极材料的添加成分的选择,使得在牺牲阳极材料的基体中,形成所设定组成的化合物。但是,在这种牺牲阳极材料中,其硬度不充分,存在不能抑制碱性冷却水高速流动时的磨蚀/侵蚀引起的贯穿腐蚀的问题。这样,在以往技术中,在既是薄壁又是碱性冷却水高速流动的腐蚀环境下,难以提供显示充分耐腐蚀性的材料。

专利文献1:日本特开平11-80871号公报

发明内容

本发明就是鉴于上述所存在的问题而提出来的,其目的在于，提供即使在碱腐蚀性环境、且冷却水高速流动那样的热交换器中也具有优异的耐腐蚀性、尤其能合适地使用作为汽车用热交换器的流体通道构成材料的铝合金钎焊片材。

本发明人为了解决上述课题进行研究结果，发现通过将铝合金钎焊片材设为由特定的合金组成的构成部件构成,进而，将相当于钎焊加热后的牺牲阳极材料的硬度设为所设定硬度以上，能赋予优异的耐腐蚀性，完成本发明。

在本发明中，所谓“相当于钎焊加热”是指“与钎焊片材的钎焊同样地加热”。

本发明涉及的铝合金钎焊片材的特征在于：

包括铝合金的心材,包层在该心材的一面上的Al-Si系合金的钎料,以及包层在上述心材的另一面上的牺牲阳极材料；

上述牺牲阳极材料由铝合金构成,其含有Si:0.5～1.5质量%、Fe:0.5～1.5质量%、Zn:1.0～6.0质量%、Ti:0.05～0.20质量%，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成;

上述心材由铝合金构成,其含有Si:0.5～1.2质量%、Fe:0.05～0.60质量%、Cu:0.3～1.0质量%、Mn:0.5～1.6质量%、Ti:0.05～0.20质量%，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成;

相当于钎焊加热后的上述牺牲阳极材料的维氏硬度为30Hv以上。

在本发明中,上述“30Hv以上”包含30Hv(下文皆如此)。

本发明涉及的铝合金钎焊片材的进一步的特征在于，上述心材进一步含有Mg:0.05～0.60质量%。

本发明涉及的铝合金钎焊片材的制造方法的特征在于，系上述铝合金钎焊片材的制造方法,其包括:

分别铸造上述心材、钎料、以及牺牲阳极材料的铝合金的工序；

将上述钎料及牺牲阳极材料的铸块热轧到所设定厚度的工序；

在上述心材的铸块一面上组合钎料、在另一面上组合牺牲阳极材料、得到层合材料的层合工序；

通过热轧上述层合材料、包层接合得到包层材料的工序；

冷轧包层材料的工序；以及

对包层材料进行退火的工序；

上述牺牲阳极材料的铝合金含有Si:0.5～1.5质量%、Fe:0.5～1.5质量%、Zn:1.0～6.0质量%、Ti:0.05～0.20质量%，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成；

对上述牺牲阳极材料的铸块的上述热轧工序不实行均质化处理，以开始温度400～500℃进行；

上述包层接合工序开始温度为400～500℃，结束温度为200～400℃；

上述退火工序包含冷轧工序中途的中间退火和冷轧工序后的最终退火双方或某一方，在上述中间退火，使用350～550℃、0～1分钟的连续退火法或200～400℃、1～8小时的分批退火法；在上述最终退火，使用200～400℃、1～8小时的分批退火法；上述中间退火及最终退火双方实行场合，使用200～400℃、1～8小时的分批退火法。

本发明涉及的铝合金钎焊片材的制造方法的进一步的特征在于，紧接上述退火工序，进一步包括将包层材料以20℃/小时以上的平均冷却速度从退火温度冷却到180℃的冷却工序。

下面说明本发明的效果：

按照本发明,能得到即使在薄壁且碱腐蚀环境下也耐腐蚀性优异的铝合金钎焊片材。该铝合金钎焊片材壁薄，作为汽车的热交换器，轻量、热传导性优异、耐腐蚀性优异,能实现热交换器的长寿命化。

附图说明

图1是表示本发明涉及的铝合金钎焊片材的构成的截面图。

图中符号说明如下:

10 钎焊片材

11 心材

12 钎料

13 牺牲阳极材料

具体实施方式

下面,详细说明本发明的实施形态。

1.铝合金钎焊片材

首先,说明本发明涉及的铝合金钎焊片材。在以下说明中,将在例如使得冷却水循环的散热器、加热器心材等的管材中使用者作为一例说明。

1-1.构成

如图1所示,铝合金钎焊片材10由在铝合金的心材11的一面上包覆Al-Si系合金的钎料12、在心材11的另一面上包覆牺牲阳极材料13的三层包材构成。

用于上述散热器、加热器心材等的管材的钎焊片材使用具有约0.3mm左右以下的薄壁厚度者。该场合的钎料及牺牲阳极材料的包层率通常为7～20%左右。例如,钎料的包层率设为10%,牺牲阳极材料的包层率设为20%。又,用于空气冷却器等管材的钎焊片材使用具有约0.8mm左右以下厚度者。该场合的钎料及牺牲阳极材料的包层率通常为3～15%左右。再有,用于作为与管接合形成热交换器构造的板的钎焊片材使用具有约1.6mm左右以下厚度者。该场合的钎料及牺牲阳极材料的包层率通常为3～10%左右。

1-2.构成部件

下面,说明构成本发明涉及的铝合金材料的钎焊片材10的牺牲阳极材料13和心材11的成分元素的添加理由以及含有范围,以及钎料12的材质。

a.牺牲阳极材料

Si:

Si和Fe或作为杂质含有的Mn一起形成Al-Fe-Si、Al-Fe-Si-Mn、Al-Mn-Si系化合物。在该化合物表面上,由于促进阴极反应进行,使得点蚀分散,能抑制点蚀局部化。其结果,能抑制点蚀朝深度方向进展,能使得腐蚀贯穿前的寿命长。又,若作为杂质含有的Mn与牺牲阳极材料固溶,则牺牲阳极材料的电位高。由此,尽管牺牲防腐蚀效果降低,但生成Mn和其它成分元素的化合物,因此,能减少与牺牲阳极材料固溶的Mn量,结果,能抑制牺牲防腐蚀效果降低。与Fe或Mn形成化合物以外的Si固溶在牺牲阳极材料中,发挥固溶强化作用,能提高牺牲阳极材料强度。

Si的含量为0.5～1.5mass%(以下简记为“%”)。含量不足0.5%,上述效果不充分,若超过1.5%,牺牲阳极材料的固相线温度(熔点)降低而熔融。Si的优选含量为0.7～1.2%。

Fe:

Fe和Si或作为杂质含有的Mn一起形成Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn、Al-Fe-Mn-Si系化合物。在该化合物表面上,由于促进阴极反应进行,使得点蚀分散,能抑制点蚀局部化。其结果,能抑制点蚀朝深度方向进展,能使得腐蚀贯穿前的寿命长。又,若作为杂质含有的Mn与牺牲阳极材料固溶,则牺牲阳极材料的电位高。由此,尽管牺牲防腐蚀效果降低,但生成Mn和其它成分元素的化合物,因此,能减少与牺牲阳极材料固溶的Mn量,结果,能抑制牺牲防腐蚀效果降低。

Fe的含量为0.5～1.5%。含量不足0.5%,上述效果不充分,若超过1.5%,阴极起点过多,牺牲阳极材料的自身耐腐蚀性降低,且铸造时生成大的金属互化物(以后记载为“G.C.”),塑性加工性降低。Fe的优选含量为0.7～1.2%。

Zn:

Zn能使牺牲阳极材料的电位低,通过形成与心材的电位差,因牺牲防腐蚀效果能提高耐腐蚀性。Zn的含量优选1.0～6.0%。含量不足1.0%,上述效果不充分,若超过6.0%,则腐蚀速度变快,牺牲阳极材料早期消失,耐腐蚀性降低。Zn的优选含量为2.0～5.0%。

Ti:

Ti通过固溶强化,提高强度,且使得耐腐蚀性提高。Ti的含量为0.05～0.20%。含量不足0.05%,不能得到提高强度及耐腐蚀性的效果,若超过0.20%,易形成大的金属互化物,使得塑性加工性降低。Ti的优选含量为0.08～0.18%。

Mn:

Mn使得牺牲阳极材料的电位高,因此,使得耐腐蚀性降低。为此,不添加在牺牲阳极材料中,仅仅作为不可避免的杂质含有。作为不可避免的杂质的含量优选0.1%以下。

在本发明中,上述“0.1%以下”包含0.1%(下文皆如此)。

b.心材

Si:

Si和Fe、Mn一起形成Al-Fe-Si、Al-Mn-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物,发挥分散强化作用,或与基体固溶,发挥固溶强化作用,使得强度提高。又,通过与Mg反应形成Mg₂Si化合物,也使得强度提高。

Si的优选含量为0.5～1.2%。含量不足0.5%,有时上述效果不充分,若超过1.2%,心材熔点降低,有时发生熔融。Si的更优选含量为0.5～1.0%。

Fe:

Fe易形成能成为再结晶核的尺寸的金属互化物。为了使得钎焊后的晶体粒径粗大,抑制钎料扩散,Fe含量优选0.05～0.60%。含量不足0.05%,必须使用高纯度铝基体金属,成本高。另一方面,若超过0.60%,钎焊后的晶体粒径成为微细,有时产生钎料扩散。Fe的更优选含量为0.10～0.30%。

Cu:

Cu通过固溶强化,使得强度提高,且使得电位高,增大牺牲阳极材料和散热片之间的电位差,使得牺牲阳极效果的防腐蚀效果提高。Cu优选含量为0.3～1.0%。含量不足0.3%,有时上述效果不充分,若超过1.0%,心材的熔点降低,引起熔融,有时发生晶粒边界腐蚀。Cu的更优选含量为0.4～0.8%。

Mn:

Mn使得强度、钎焊性、以及耐腐蚀性提高,且具有使得电位高的效果。Mn的优选含量为0.5～1.6%。含量不足0.5%,有时上述效果不充分。另一方面,若超过1.6%,有时铸造时易形成大的金属互化物,塑性加工性降低。Mn的更优选含量为1.0～1.5%。

Ti:

Ti通过固溶强化,提高强度,且使得耐腐蚀性提高。Ti的优选含量为0.05～0.20%以下。含量不足0.05%,有时不能得到上述效果,若超过0.20%,有时易形成大的金属互化物,塑性加工性降低。Ti的更优选含量为0.08～0.18%。

Mg:

在用于本发明的心材中,可以进一步含有所设定量的Mg。Mg通过析出Mg₂Si,发挥提高强度的效果。Mg的优选含量为0.05～0.60%。含量不足0.05%,有时不能充分得到上述效果,若超过0.60%,有时会发生钎焊性降低。Mg的更优选含量为0.05～0.40%。

c.钎料

钎料可以使用通常在钎焊中使用的Al-Si系合金钎料,其种类不作特别限定。例如,优选使用JIS4343,4045,4047各合金(Al-7～13%Si)。

1-3.牺牲阳极材料的特性

下面,说明相当于钎焊加热后的牺牲阳极材料的维氏硬度及牺牲阳极材料中的化合物种类。在本发明中,所谓“相当于钎焊加热”是指在580～610℃下保持1～5分钟时间的加热。

a.维氏硬度

进行相当于钎焊加热后,牺牲阳极材料的维氏硬度设为30Hv以上。本发明人发现,当冷却水高速流过管内部时,有时发生磨蚀/侵蚀,通过将牺牲阳极材料的强度(硬度)设为某一定硬度以上,能抑制因磨蚀/侵蚀引起的牺牲阳极材料的消耗。当牺牲阳极材料的相当于钎焊加热后的维氏硬度不足30Hv场合,不能充分得到消耗抑制效果。维氏硬度优选33Hv以上。

b.牺牲阳极材料中的化合物

牺牲阳极材料中含有的化合物由Al、Fe、以及Si形成。作为化合物的电位由形成化合物的元素种类决定。若这些化合物的电位和牺牲阳极材料的基体的电位之差过大,则化合物周边的阴极反应过于活泼,腐蚀反应过度进展,牺牲阳极材料的自身耐腐蚀性降低。当形成的化合物是Si或Al-Ni系化合物场合,这些化合物和牺牲阳极材料的电位差过大,自身耐腐蚀性差。

2.铝合金钎焊片材的制造方法

下面,说明本发明涉及的铝合金钎焊片材的制造方法。本发明涉及的铝合金钎焊片材通过以下方法制造:在由上述组成的合金形成为板状的心材的一面上包覆Al-Si系钎料,在心材的另一面上包覆由上述组成的合金形成的牺牲阳极材料。

首先,通过将具有用于心材、牺牲阳极材料、以及钎料的所希望的成分组成的铝合金分别熔解、铸造,制作铸块。上述熔解、铸造的方法不作特别限定,可以使用通常的方法。

2-1.均质化处理工序

对于铸造的铸块,此后根据需要施以均质化处理。对于心材,不实行铸块的均质化处理,或者实行均质化处理,实行场合,在550℃以下温度进行,优选在530℃以下温度进行。若在超过550℃温度下进行均质化处理,则心材中存在的Mn系化合物粗大化。这些粗大化的化合物在钎焊时成为再结晶的核,钎焊后心材的晶粒成为微细,易发生钎料渗透心材的晶粒边界侵蚀的钎料扩散的不良状况。关于钎料,不进行均质化处理。

对于牺牲阳极材料,根据以下理由不进行均质化处理。若对牺牲阳极材料进行均质化处理,则在牺牲阳极材料中存在的Al-Fe-Mn、Al-Fe-Mn-Si、Al-Mn-Si系化合物成长。这些成长的化合物以即使在钎焊时也不熔解到Al基体中的状态存在。其结果,钎焊后牺牲阳极材料的Si固溶量降低,强度也降低。

2-2.牺牲阳极材料的热轧工序

对如上所述不实行均质化处理的牺牲阳极材料施以平面切削加工后,通过热轧轧制到所希望的厚度。牺牲阳极材料的热轧的开始温度设为在400～500℃进行。若热轧的开始温度不足400℃,则热轧时的变形阻力大,热轧成为困难。若热轧的开始温度超过500℃,则添加在牺牲阳极材料的Si析出,进而,该析出物粗大化。由此,粗大化的析出物在钎焊时不能再固溶,使得钎焊后的牺牲阳极材料的Si固溶量降低。其结果,牺牲阳极材料的强度降低。牺牲阳极材料的热轧的优选开始温度设为420～480℃。

牺牲阳极材料的热轧的结束温度不作特别规定。轧制到所设定厚度的牺牲阳极材料不卷为卷材状,而成为平板状态。因此,热轧后比卷材易冷却,不发生析出物的粗大化。在下一工序的层合材料的包层轧制工序中,若其开始温度为本发明范围内,则能得到目的的金属组织。

2-3.层合材料的包层接合工序

对心材和钎料也施以平面切削加工。接着,将如上所述在平面切削加工后进行热轧的牺牲阳极材料以及钎料分别组合在经平面切削加工的心材的一面及另一面上，设为层合材料,将该层合材料在开始温度400～500℃、结束温度200～400℃下热轧,进行层合材料的包层接合，制作包层材料。

若上述层合材料的热轧的开始温度不足400℃,则热轧时变形阻力大,热轧成为困难。又,作为包层材料的牺牲阳极材料及钎料与心材的压接成为困难。另一方面,若热轧的开始温度超过500℃,则添加在牺牲阳极材料的Si析出,进而,该析出物粗大化。由此,粗大化的析出物在钎焊时不能再固溶,使得钎焊后的牺牲阳极材料的Si固溶量降低。其结果,牺牲阳极材料的强度降低。热轧的优选开始温度设为420～480℃。

再有,通过将层合材料的热轧的结束温度设为200～400℃,将包层材料卷为卷材状后,能抑制牺牲阳极材料中的Si析出。若热轧的结束温度不足200℃,则产生热轧时使用的轧油烧接等问题。若热轧的结束温度超过400℃,则将包层材料卷为卷材状后,产生牺牲阳极材料中的Si析出，钎焊后不能得到合适的强度。热轧的优选结束温度为230℃～350℃。

2-4.包层材料的冷轧工序

经热包层轧制的包层材料被冷轧。冷轧的条件不作特别限定,可以使用通常的方法。例如,采用进行中间退火场合的最终压延率为10～50%的条件。

2-5.包层材料的退火工序

包层材料在冷轧工序中途进行退火（中间退火），或在此后进行退火（最终退火）。退火在冷轧工序中途进行至少一次或在冷轧工序后进行至少一次。也可以在冷轧工序中途及冷轧工序后双方分别进行至少一次退火。退火工序由中间退火构成场合,可以使用连续退火法或分批退火法,退火工序由最终退火构成场合,可以使用分批退火法,退火工序由中间退火及最终退火构成场合,可以使用分批退火法。分批退火法可以使用分批式退火炉,连续退火法可以使用连续式退火炉(CAL)。分批退火法的退火温度为200～400℃。若该退火温度不足200℃,则钎焊前的强度变高,成形性降低。另一方面,若超过400℃,则产生牺牲阳极材料中的Si析出，钎焊后不能得到合适的强度。在分批式退火炉中退火时的优选退火温度为250℃～400℃。在分批式退火炉中退火时的退火保持时间为1～8小时。

退火可以使用连续式退火炉(CAL)。使用连续式退火炉场合,与分批式退火炉相比,能急速升温及急速冷却,因此,即使提高退火温度,也几乎不会产生牺牲阳极材料中的Si析出。因此，关于在连续式退火炉实施退火时的退火温度,可以设为350～550℃的范围。若退火温度不足350℃,则钎焊前的强度变高,成形性降低。另一方面,若超过550℃,则在连续式退火炉通板时,板因高温产生歪扭,担心板与设备相碰受到损伤。在连续式退火炉退火时的优选退火温度为400～500℃。又,在连续式退火炉退火时的退火保持时间为0～1分钟。所谓退火保持时间为0分钟意味达到退火温度后不保持,马上开始冷却。

如上所述,作为进行退火的时间,可以是在达到包层材料最终板厚前进行的中间退火,或者也可以是使得包层材料成为最终板厚后进行的最终退火,因此,作为材料的调质,可以是H1n,H2n,以及O之中任意一个。

2-6.包层材料的冷却工序

对于经退火的包层材料进行冷却工序。较好的是,将从退火温度到180℃的冷却工序中的平均冷却速度设为20℃/小时以上。通过使得退火后的冷却工序中的平均冷却速度大,抑制固溶在牺牲阳极材料中的Si在冷却中析出。由此,能维持多量的Si固溶量,因此,在钎焊后能得到合适的强度。若平均冷却速度不足20℃/小时,则固溶在牺牲阳极材料中的Si析出,固溶量降低,强度降低。从退火温度到180℃的冷却工序中的优选平均冷却速度为25℃/小时以上。之所以这样将平均冷却速度设为从退火温度到180℃的范围,是由于在不足180℃的温度区域,Si等元素析出几乎不发生,因此,缺乏限制的必要性。

如上所述,本发明涉及的铝合金钎焊片材即使壁薄场合也能得到优异的耐腐蚀性。因此,根据本发明,能得到尤其能合适地使用作为汽车用热交换器的流体通道构成材料的铝合金钎焊片材。

[实施例]

下面,具体说明本发明涉及的铝合金钎焊片材的实施例,但是,本发明并不受以下实施例限制。

首先,分别通过模具铸造方法铸造表1所示合金组成的心材合金,以及表2所示合金组成的牺牲阳极材料合金,各自对两面进行平面切削加工,得到铸块。在表1及表2的合金组成中,“－”表示检测限度以下,“余量”包含不可避免的杂质。钎料使用JIS4045合金,通过将钎料在500℃下热轧,轧制直到所希望的厚度,制作板材。

表1

表2

接着,如表3、表4所示那样,对心材及牺牲阳极材料施以或不施以均质化处理,对于牺牲阳极材料以表3、表4所示开始温度进行热轧工序。进而,使用这样得到的心材,牺牲阳极材料,以及上述钎料,在成为表5～表8所示心材-牺牲阳极材料的构成上,在与牺牲阳极材料相反侧的心材表面组合上述钎料,制作层合材料。以表3、表4所示开始温度和结束温度对上述层合材料进行热包层轧制工序。钎料和牺牲阳极材料的包层率为钎料:10%,牺牲阳极材料:12%。

表3

表4

表5

表6

表7

表8

接着,进行热包层轧制,直到3.5mm厚度,得到热轧包层材料,将该热轧包层材料进行冷轧,在表3、表4所示条件下进行中间退火以及/或最终退火,将最终板厚设为0.25mm。加入中间退火场合,将最终轧制率调整为35%。不加入中间退火场合,轧制到最终板厚0.25mm后,进行最终退火。进而,在退火后,以表3、表4所示冷却速度将包层材料从退火温度冷却到180℃。在制造工序No.16中,在中间退火后以及最终退火后,以表3所示冷却速度冷却包层材料。

关于通过表3、表4所示制造工序制作的各钎焊片材试料,用以下所示方法进行评价,作为钎焊后的强度,评价其拉伸强度,作为钎焊性,评价散热片接合率,以及有无发生磨蚀和材料熔融,作为耐腐蚀性,评价维氏硬度和内部(热交换器的冷却水侧)的耐腐蚀性。

a.钎焊后的拉伸强度(N/mm²)

对钎焊片材试料施以600℃3分钟的钎焊加热后,以60℃/分的冷却速度冷却到200℃,此后,在室温下放置一周。将该试料在拉伸速度10mm/分,测量长50mm条件下,按照JIS Z2241标准,在常温下实施拉伸试验。将拉伸强度为140N/mm²以上作为合格,不足上述数值场合作为不合格。结果表示在表5～表8。

b.散热片接合率

在JIS3003合金中添加1.5%的Zn,由所得到的合金波纹成形构成散热片材料,与钎焊片材试料的钎料面组合。此后,将上述组合材料浸渍在10%的氟化物焊剂悬浮液中,在200℃下干燥后,进行600℃×3分钟的钎焊加热,制作试验心材。在该试验心材中,将接合的散热片的峰数相对散热片的全峰数的比例设为散热片接合率。又,将散热片接合率为95%以上者作为钎焊性合格(○),散热片接合率不足95%者作为钎焊性不合格(×)。结果表示在表5～表8。

c.有无发生磨蚀和材料熔融

进行上述b制作的试验心材截面的微观观察,确认有无发生心材及牺牲阳极材料中的磨蚀(钎料扩散)和材料熔融。磨蚀和材料熔融都没有发生场合作为合格(○),磨蚀和材料熔融的至少某一方发生场合作为不合格(×)。结果表示在表5～表8。

d.维氏硬度

将钎焊片材试料进行600℃×3分钟的钎焊加热后,以60℃/分的冷却速度冷却到200℃,此后,在室温下放置一周。从该试料的牺牲阳极材料表面,通过MICRO维氏硬度试验机测定牺牲阳极材料的维氏硬度。维氏硬度30Hv以上作为合格,不足30Hv作为不合格。试验负荷设为5g。结果表示在表5～表8。

e.冷却水侧的耐腐蚀性

将钎焊片材试料成形为管状,施以600℃×3分钟的钎焊加热,使得端部钎焊接合,进行密封,制作管状的腐蚀试验用TP。在制作的TP内面(牺牲阳极材料侧)含有Cl^-195ppm、SO₄ ^2-60ppm、Cu²⁺1ppm、Fe³⁺30ppm,使得用NaOH将pH值调整为10的水溶液以流速10m/秒循环,在88℃下加热8小时,冷却,在室温放置保持16小时,将上述作为一个周期试验,实施三周,评价热交换器的冷却水侧的腐蚀性。具体地说,关于上述试料,确认有无贯穿腐蚀。不产生贯穿腐蚀者作为合格(○),产生贯穿腐蚀者作为不合格(×)。结果表示在表5～表8。

在本发明例1～22、41～46、54～58、62～67、69、70、72、以及73中,钎焊后的强度、散热片接合率、耐磨蚀性和耐熔融性、牺牲阳极材料的维氏硬度、以及冷却水侧的耐腐蚀性各项都合格。

与此相反,在比较例23～32中,牺牲阳极材料的Zn成份过少,因此,冷却水侧的耐腐蚀性不合格。又,在比较例23、26、28中,钎焊后的强度也不合格,在比较例32中,散热片接合率也不合格,在比较例24、25、27中,耐磨蚀性和耐熔融性也不合格。再有,比较例29、31中,发生G.C.。

在比较例33中,牺牲阳极材料的Si成份过少,在比较例34中,牺牲阳极材料的Si成份过多,在比较例35中,牺牲阳极材料的Fe成份过少,在比较例36中,牺牲阳极材料的Fe成份过多,在比较例37中,牺牲阳极材料的Zn成份过少,在比较例38中,牺牲阳极材料的Zn成份过多,在比较例39中,牺牲阳极材料的Ti成份过少,在比较例40中,牺牲阳极材料的Ti成份过多,因此,冷却水侧的耐腐蚀性不合格。又,在比较例33中,维氏硬度也不合格,在比较例34中,还发生材料熔融。再有,在比较例29、31中,发生G.C.。

在比较例47中,对牺牲阳极材料施以均质化处理,因此,维氏硬度及冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

在比较例48中,牺牲阳极材料的铸块的热轧开始温度过低,因此,发生大的端部裂纹，不能进行各项评价。

在比较例49中,牺牲阳极材料的铸块的热轧开始温度过高,因此,维氏硬度及冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

在比较例50中,层合材料的热轧开始温度过低,因此,发生包层材料的压焊不良，不能进行各项评价。

在比较例51中,层合材料的热轧开始温度过高,因此,维氏硬度及冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

在比较例52中,层合材料的热轧结束温度过低,因此,发生大的端部裂纹，不能进行各项评价。

在比较例53中,层合材料的热轧结束温度过高,因此,维氏硬度及冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

在本发明例59中,虽然因中间退火温度过低,耐磨蚀性和耐熔融性不合格，但另一方面，与其它所有比较例相比，冷却水侧的耐腐蚀性优异。

在比较例60中,中间退火温度过高,因此,试料发生板歪扭，不能进行各项评价。

在比较例61中,牺牲阳极材料的维氏硬度低,因此,冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

在比较例68中,牺牲阳极材料的维氏硬度低,因此,冷却水侧的耐腐蚀性不合格。又，钎焊后强度、耐磨蚀性和耐熔融性不合格。

在比较例71中,退火温度过高,因此,维氏硬度及冷却水侧的耐腐蚀性不合格。

下面说明产业上的可利用性：

本发明涉及的铝合金钎焊片材即使在薄壁且碱腐蚀环境下也具有耐腐蚀性的优异特性，因此，用于汽车热交换器等用途，轻量性、热传导性、以及耐腐蚀性优异,能得到长寿命的热交换器等。

上面参照附图说明了本发明的实施形态，但本发明并不局限于上述实施形态。在本发明技术思想范围内可以作种种变更，它们都属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种铝合金钎焊片材，包括铝合金的心材,包层在该心材的一面上的Al-Si系合金的钎料,以及包层在上述心材的另一面上的牺牲阳极材料,其特征在于:

2.根据权利要求1所述的铝合金钎焊片材，其特征在于:

上述心材进一步含有Mg:0.05～0.60质量%。

3.一种铝合金钎焊片材的制造方法，系权利要求1或2所述的铝合金钎焊片材的制造方法,其特征在于:

上述铝合金钎焊片材的制造方法包括:

通过热轧上述层合材料、包层接合得到包层材料的工序；

冷轧包层材料的工序；以及

对包层材料进行退火的工序；

4.根据权利要求3所述的铝合金钎焊片材的制造方法，其特征在于:

紧接上述退火工序，进一步包括将包层材料以20℃/小时以上的平均冷却速度从退火温度冷却到180℃的冷却工序。