CN103930577B - 铝合金材料和铝合金结构体及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的课题是提供一种铝合金材料，所述铝合金材料可以用于各种铝合金结构体、可以以单层的状态进行接合、并且接合前后无变形。通过下述铝合金材料解决上述课题：其为含有Si：1质量%～5质量%、Fe：0.01质量%～2.0质量%，其余部分包含Al和不可避免的杂质的铝合金材料；具有0.5～5μm的等效圆直径的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在250个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下，具有0.5～5μm的等效圆直径的Al系金属间化合物存在100个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。此外，本发明的铝合金结构体通过下述方法来制造：在真空中或非氧化性气氛中，以该铝合金材料内所生成的液相相对于铝合金材料的总质量的质量之比为5%以上35%以下的温度进行接合。

Description

铝合金材料和铝合金结构体及其制造方法

技术领域

本发明涉及铝合金材料，详细而言，涉及不使用像钎材或填充金属那样的接合构件，可以通过其本身的作用接合于其他构件的铝合金材料。此外，涉及使用该铝合金材料有效地接合、并且几乎没有接合前后的尺寸变化或形状变化的结构体及其制造方法。

背景技术

在以铝合金材料作为构成构件的热交换器等结构体的制造中，需要使铝合金材料彼此或铝合金材料与不同种类材料接合。作为铝合金材料的接合方法，已知各种各样的方法，其中，多使用钎焊法（brazing）。之所以多使用钎焊法，是由于考虑了可以不使母材熔融而在短时间内获得牢固的接合等优点。作为使用通过钎焊法进行的铝合金材料的接合方法来制造热交换器等的方法，已知例如使用包覆有包含Al－Si合金的钎材的钎焊片的方法；使用涂布有粉末钎材的挤出材料的方法；组装好各材料后，在需要接合的部分另外涂布钎材的方法等（专利文献1～3）。进一步，在非专利文献1的“3.2钎料和钎焊片（ろうとブレージングシート）”一章中，说明了这些包覆钎焊片、粉末钎材的详细情况。

迄今为止，在铝合金材料的结构体的制造中，已经开发了各种各样的钎焊法。例如，在汽车用热交换器中，在将翅材以单层使用的情况下，采用在管材上使用包覆有钎材的钎焊片的方法、在管材上另外涂布Si粉末、含有Si的钎料的方法。另一方面，在以单层使用管材的情况下，采用在翅材上使用包覆有钎材的钎焊片的方法。

在专利文献4中，记载了使用单层的钎焊片代替上述包覆材料的钎焊片的方法。在该方法中提出，在热交换器的管材和罐材中使用热交换器用单层钎焊片。

现有技术文献 

专利文献

专利文献1:日本特开2008－303405公报

专利文献2:日本特开2009－161835号公报

专利文献3:日本特开2008－308760号公报

专利文献4:日本特开2010－168613号公报

非专利文献 

非专利文献1:《铝钎焊手册（修订版）》社团法人轻金属溶接构造协会2003年

发明内容

发明所要解决的课题

对于制造钎焊片那样的包覆材料而言，需要分别制造各层、进一步将它们重叠接合的工序。钎焊片的使用违反了热交换器等的成本降低的要求。此外，粉末钎材的涂布也和钎材成本一样反映在制品成本中。

与此相对，如上所述，还有适用单层钎焊片来代替作为包覆材料的钎焊片的提案。然而，例如在热交换器的制造中，如果直接将单层的钎焊片作为管材使用，则存在通过制造热交换器时的加热，管材会大幅变形的问题。此外，如果将单层的钎焊片用作板厚度薄的翅材，则还存在翅会容易屈曲变形的问题。

如上所述，为了降低热交换器等铝合金结构体的成本，可以说优选不使用钎材而通过单层材料彼此进行接合。然而，如果容易地适用单层的钎焊片，则难以回避构件的变形的问题。本发明是源于上述那样的背景而提出的，其目的在于，提供消除在制造各种铝合金结构体时通过使用多层构件引起的成本增加、并且也不产生接合时的变形的问题的方法。

用于解决课题的方法

本发明人等深入研究，结果发现了一种新型的接合方法，其为对通过迄今为止的钎焊法的铝合金材料接合方法进行改良的方法，不使用钎材而利用被接合材料所发挥的接合能力。该接合方法具有下述特征：其为使用以下的铝合金材料在特定的条件下接合并装配的方法，即使没有像钎材那样的接合构件也可以接合，并且接合前后的变形也极少。

即，本发明涉及一种铝合金材料，其特征在于，含有Si：1.0质量%～5.0 质量%、Fe：0.01质量%～2.0质量%，其余部分包含Al和不可避免的杂质，

具有0.5～5μm的等效圆直径的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在250个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下，

具有0.5～5μm的等效圆直径的Al系金属间化合物的分散粒子在所述铝合金材料的截面中存在100个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。

以下对于本发明更详细地进行说明。本发明的基本特征在于，在接合中利用对上述组成的铝合金材料进行加热时生成的液相这一点。那么，首先对该液相的生成机理进行说明。

图1中示意性地显示作为代表性的2元系共晶合金的Al－Si系合金的状态图。如果加热Si浓度为c1的铝合金材料，则在接近超过共晶温度（固相线温度）Te的温度T1开始液相的生成。如图2（a）所示，在共晶温度Te以下，在晶界在可以区分的基质中分布有结晶析出物。如图2（b）所示，如果此处开始生成液相，则结晶析出物分布中偏析多的晶界熔融，从而变为液相。然后，如图2（c）所示，铝合金材料的基质中分散的作为主要添加元素成分的Si的结晶析出物粒子、金属间化合物的周边熔融成球状，从而变成液相。进一步如图2（d）所示，基质中所生成的该球状的液相由于界面能而在时间流逝、温度上升的同时在基质中再固溶，从而通过在固相内扩散而向晶界、表面移动。然后，如图1所示，如果温度上升至T2，则根据状态图，液相量增加。

此外，在图1中，在铝合金材料的Si浓度为比最大固溶限浓度小的c2的情况下，在超过固相线温度Ts2附近时开始生成液相。然而，如图3（a）所示，与c1的情况不同，即将熔融的组织有时在基质中不存在结晶析出物。在这种情况下，在如图3（b）所示在粒界首先熔融从而变成液相后，如图3（c）所示，在基质中从溶质元素浓度局部高的地方产生液相。如图3（d）所示，与c1的情况同样地，基质中所生成的该球状的液相由于界面能而在时间流逝、温度上升的同时在基质中再固溶，从而通过在固相内扩散而向晶界、表面移动。如果温度上升至T3，则根据状态图，液相量增加。

使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法是利用通过上述那样的铝合金材料内部局部的熔融而生成的液相的方法。而且，是通过利用加热温度的调整而使液相的质量在适宜的范围内，能够实现兼顾接合和形状维持的方法。例 如，如果使本发明的铝合金材料成型从而制作管、翅、板等结构体，以600℃左右的温度进行热处理，则从该铝合金材料的内部的一部分生成液相，其在材料表面渗出，从而可以接合，能够不使用钎材等接合构件而制造热交换器。

此外，本发明所涉及的铝合金材料中，主要是未熔融的基质（铝材料中除去了金属间化合物的部分）和并不有助于液相生成的金属间化合物承担着其材料强度。因此，本发明所涉及的铝合金材料虽然在接合中成为一部分生成了熔融部分的状态，但能够具有用于维持形状的充分的强度。因此，根据本发明制造的结构体具有几乎没有由接合中的强度降低引起的尺寸变化、形状变化的特征。通过这样的特征，本发明的铝合金材料能够作为接合时容易变形的翅等薄壁的材料而适宜地使用。

这样，本发明利用了铝合金材料的液相，作为第1方式，本发明的具体特征在于，作为铝合金材料，以Si浓度：1.0质量%～5.0质量%、Fe：0.01质量%～2.0质量%的Al－Si―Fe系合金作为基本组成，以及在该金属组织中Si系金属间化合物和Al系金属间化合物在截面内以所规定的面密度范围存在。因此，以下对这些特征进行说明。此外，以下将“质量%”简单地记为“%”。

关于Si浓度，Si是生成Al－Si系的液相从而有助于接合的元素。然而，在Si浓度小于1.0%的情况下，不能生成足够量的液相，液相的渗出变少，接合变得不完全。另一方面，如果超过5.0%，则铝合金材料中液相的生成量变多，因此加热中的材料强度极端地降低，难以维持结构体的形状。因此，将Si浓度规定为1.0%～5.0%。该Si浓度优选为1.5%～3.5%，更优选为2.0%～3.0%。此外，由于板厚度越厚、加热温度越高则渗出的液相的量越多，因此，关于加热时所需要的液相的量，优选根据所制造的结构体的结构对所需要的Si量、接合加热温度进行调整。

关于Fe浓度，Fe除了具有在基质中稍微固溶从而使强度提高的效果以外，还作为结晶物而分散，从而具有防止尤其是在高温下的强度降低的效果。关于Fe，在其添加量小于0.01%的情况下，不仅上述效果小，而且需要使用高纯度的基体金属，因而成本增加。此外，如果超过2.0%，则在铸造时生成粗大的金属间化合物，从而在制造性上产生问题。此外，本接合体在暴露于腐蚀性环境（尤其是液体在流动那样的腐蚀性环境）的情况下耐腐蚀性降低。进一步，由于接合时的加热，再结晶的晶粒微细化从而粒界密度增加，因此，接合前后尺寸变化变大。因此，Fe的添加量设为0.01％～2.0％。优选Fe的添加量为0.2％～1.0％。

接着，对本发明所涉及的铝合金材料的金属组织的特征进行说明。本发明所涉及的铝合金材料的特征在于，具有0.5～5μm的等效圆直径的Si系金属间化合物在其截面中存在250个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。这里，所谓Si系金属间化合物，为(1)单质Si、和(2)单质Si的一部分中包含Ca、P等元素的化合物，是有助于在上述液相产生的过程中所说明的液相生成的金属间化合物。此外，所谓截面是铝合金材料的任意截面，例如，可以是沿着厚度方向的截面，也可以是与板材表面平行的截面。从材料评价的简便性的观点出发，优选采用沿着厚度方向的截面。

如上所述，分散于铝合金材料中的Si粒子等金属间化合物的分散粒子在接合时与其周围的基质发生反应，从而生成液相。因此，前述金属间化合物的分散粒子越微细，则粒子与基质接触的面积越增加。因此，前述金属间化合物的分散粒子越微细，则在接合加热时，更迅速地生成液相变得越容易，可以获得良好的接合性。该效果在接合温度接近固相线时、升温速度快时更显著。因此，在本发明中，作为适当的Si系金属间化合物，在将其等效圆直径规定为0.5～5μm的同时，作为其存在比例，需要在截面中为250个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。如果少于250个/mm²，则生成的液相中发生偏差，变得不能获得良好的接合。如果超过7×10⁵个/mm²，则由于粒子与基质的反应面积过大，因此液相量的增加急剧发生，变得容易产生变形。这样，该Si系金属间化合物的存在比例设为250个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。这里，该存在比例优选为1×10³个/mm²以上1×10⁵个/mm²以下。

此外，在本发明所涉及的铝合金材料中，除了基本组成(Al－Si系合金)所产生的Si系金属间化合物以外，Al系的金属间化合物也作为分散粒子而存在。该Al系金属间化合物为Al－Fe系、Al－Fe－Si系、Al－Mn－Si系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Mn－Si系化合物等由Al与添加元素生成的金属间化合物。这些Al系金属间化合物与Si系金属间化合物不同，不是大大有助于液相生成的化合物，而是与基质共同承担材料强度的分散粒子。而且，关于该 Al系金属间化合物，具有0.5～5μm的等效圆直径的粒子在材料截面中需要存在100个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。在少于100个/mm²的情况下，发生由强度降低引起的变形。另一方面，在超过7×10⁵个/mm²的情况下，再结晶的核增加，从而晶粒变得微细，发生变形。这样，该Al系金属间化合物的存在比例设为100个/mm²以上7×10⁵个/mm²以下。这里，该存在比例优选为1×10³个/mm²以上1×10⁵个/mm²以下。

此外，分散粒子的等效圆直径可以通过进行截面的SEM观察（反射电子图像观察）来确定。这里，等效圆直径是指等效圆直径(円相当直径)。优选通过对SEM照片进行图像解析，求出接合前的分散粒子的等效圆直径及。此外，Si系金属间化合物和Al系金属间化合物还可以通过SEM－反射电子图像观察中对比的深浅进行区别。此外，分散粒子的金属种类可以通过EPMA（X射线微量分析仪）等更准确地进行确定。

以上所说明的、Si、Fe浓度范围和金属组织具有特征的本发明所涉及的铝合金材料能够作为通过其本身的接合性可以进行接合的各种铝合金结构物的构成构件来使用。

如上所述，本发明所涉及的铝合金材料在第1方式中，为了获得接合性等基本的功能，将Si和Fe作为必需元素而规定其添加量。除了接合性等基本的功能，为了使强度进一步提高，本发明所涉及的铝合金材料在第2方式中，除了第1方式所规定的添加量的Si和Fe以外，进一步添加有所规定量的Mn、Mg和Cu作为必需元素。这里，在第2实施方式中，关于Si系金属间化合物和Al系金属间化合物在截面中的面密度，与第1实施方式同样地规定。

Mn与Si一起形成Al－Mn－Si系的金属间化合物，以分散强化的方式发挥作用，或者为在铝母相中固溶从而通过固溶强化使强度提高的重要的添加元素。如果Mn添加量超过2.0%，则粗大金属间化合物变得容易形成，使耐腐蚀性降低。因此，Mn添加量设为2.0%以下。优选Mn添加量为0.05%～2.0%。这里，本发明中，不仅是Mn，在其他合金成分中，所规定添加量以下的情况均包括0%。

关于Mg，在接合加热后发生由Mg₂Si引起的时效固化，通过该时效固化，可以实现强度的提高。这样，Mg是发挥提高强度的效果的添加元素。如果 Mg添加量超过2.0%，则与焊剂发生反应而形成高熔点的化合物，因此接合性显著降低。因此，Mg的添加量设为2.0%以下。优选Mg的添加量为0.05%～2.0%。

Cu是在基质中固溶从而使强度提高的添加元素。如果Cu添加量超过1.5%，则耐腐蚀性降低。因此，Cu的添加量设为1.5%以下。优选Cu的添加量为0.05%～1.5%。

在本发明中，为了进一步提高强度、耐腐蚀性，作为上述必需元素以外的元素，可以将Ti、V、Cr、Ni和Zr以单独或多种的方式选择性地进行添加。以下对各选择性添加元素进行描述。

Ti和V除了在基质中固溶从而使强度提高以外，还呈层状分布，具有防止板厚度方向的腐蚀进展的效果。如果超过0.3%，则产生巨大的结晶物，妨碍成型性、耐腐蚀性。因此，Ti和V的添加量优选设为0.3%以下，更优选设为0.05%～0.3%。

Cr通过固溶强化而使强度提高，另外通过Al－Cr系的金属间化合物的析出，在加热后的晶粒粗大化中发挥作用。如果超过0.3%，则变得容易形成粗大的金属间化合物，使塑性加工性降低。因此，Cr的添加量优选设为0.3%以下，更优选设为0.05%～0.3%。

Ni作为金属间化合物结晶或析出，通过分散强化发挥使接合后的强度提高的效果。Ni的添加量优选设为2.0%以下的范围，更优选设为0.05%～2.0%的范围。如果Ni的含量超过2.0%，则变得容易形成粗大的金属间化合物，使加工性降低，本身耐腐蚀性也降低。

Zr作为Al－Zr系的金属间化合物而析出，从而通过分散强化发挥使接合后的强度提高的效果。此外，Al－Zr系的金属间化合物在加热中的晶粒粗大化中发挥作用。如果超过0.3%，则变得容易形成粗大的金属间化合物，使塑性加工性降低。因此，Zr的添加量优选设为0.3%以下，更优选设为0.05%～0.3%。

除了以上的主要用于提高强度的选择性添加元素以外，还可以加入用于提高耐腐蚀性的选择性添加元素。作为用于提高耐腐蚀性的选择性添加元素，可以列举Zn、In、Sn。

Zn的添加在由牺牲防腐蚀作用引起的耐腐蚀性提高中有效。Zn在基质中几乎均匀地固溶，但如果产生液相，则在液相中溶出，从而液相的Zn浓化。 如果液相在表面渗出，则渗出部分中的Zn浓度上升，因此，由于牺牲阳极作用而耐腐蚀性提高。此外，在将本发明的铝合金材料应用于热交换器时，通过在翅中使用本发明的铝合金材料，还可以发挥防止管等腐蚀的牺牲防腐蚀作用。如果Zn添加量超过6.0%，则腐蚀速度变快，本身耐腐蚀性降低。因此，Zn添加量优选为6.0%以下，更优选为0.05%～6.0%。

Sn和In达到发挥牺牲阳极作用的效果。如果各自的添加量超过0.3%，则腐蚀速度变快，本身耐腐蚀性降低。因此，Sn和In的添加量优选为0.3%以下，更优选为0.05%～0.3%。

在本发明所涉及的铝合金材料中，还可以进一步添加用于通过实现液相的特性改善而使接合性进一步良好的选择性元素。作为这样的元素，优选设为Be：0.1%以下、Sr：0.1%以下、Bi：0.1%以下、Na：0.1%以下、Ca：0.05%以下，可以根据需要添加它们中的1种或2种以上。这里，这些各种元素的更优选范围为Be：0.0001%～0.1%、Sr：0.0001%～0.1%、Bi：0.0001%～0.1%、Na：0.0001%～0.1%以下、Ca：0.0001%～0.05%以下。这些微量元素可以通过Si粒子的微细分散、液相的流动性提高等使接合性改善。关于这些微量元素，如果小于上述更优选的规定范围，则存在Si粒子的微细分散、液相的流动性提高等效果变得不充分的情况。此外，如果超过上述更优选的规定范围，则存在产生耐腐蚀性降低等缺陷的情况。此外，不管是在添加Be、Sr、Bi、Na、Ca的1种或的情况下，还是在添加任意的2种以上的情况下，上述任一种元素均在上述优选或更优选成分范围内添加。

另外，Fe和Mn均与Si一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物。生成Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的Si对液相的生成的帮助小，因此接合性降低。因此，在本发明所涉及的铝合金材料中添加有Fe和Mn的情况下，优选关注Si、Fe、Mn的添加量。具体而言，在将Si、Fe、Mn的含量（质量%）分别设为S、F、M时，优选满足1.2≤S－0.3（F＋M）≤3.5的关系式。在S－0.3（F＋M）小于1.2的情况下，接合不充分。另一方面，在S－0.3（F＋M）比3.5大的情况下，在接合前后形状变得容易变化。

此外，本发明的生成液相的铝合金材料优选固相线温度与液相线温度之差为10℃以上。如果超过固相线温度，则开始液相的生成，如果固相线温度与 液相线温度之差小，则固体与液体共存的温度范围变窄，难以控制产生的液相的量。因此，优选将该差设为10℃以上。例如，作为具有满足该条件的组成的2元系合金，可以列举Al－Si系合金、Al－Si－Mg系、Al－Si－Cu系、Al－Si－Zn系和Al－Si－Cu－Mg系等。此外，固相线温度与液相线温度之差越大，则控制至适当的液相量越容易。因此，固相线温度与液相线温度之差的上限不受特殊限定。

进一步，为了进一步提高本发明所涉及的铝合金材料的耐腐蚀性，可以在该铝合金材料的表面上形成以Zn为主要成分的层。存在于在铝合金材料表面形成的层中的Zn在接合加热时向合金内部固溶、扩散，从而形成从表面向内部Zn浓度减少的浓度分布。这样的Zn浓度分布对应于点蚀电位的高低，从而能够通过牺牲防腐蚀作用而大幅抑制向铝合金材料内部的腐蚀的进行。

作为在铝合金材料的表面赋予以Zn为主要成分的层的方法，可以列举使用纯Zn或Al－Zn合金的Zn喷镀；Zn置换焊剂涂布；Zn粉末被覆；镀锌等。对于任一种方法，如果赋予的Zn过少，则牺牲防腐蚀作用不充分，如果赋予的Zn过多，则腐蚀速度变快，本身耐腐蚀性降低。因此，赋予的Zn量优选为1～30g/m²，更优选为5～20g/m²。

接着，对本发明的铝合金材料的制造方法进行说明。本发明的铝合金材料可以使用连续铸造法、DC（直接激冷(Direct Chill)）铸造法或挤出法来制造。作为连续铸造法，只要是双辊式连续铸造压轧法、双带式连续铸造法等连续地铸造板材的方法，就不受特殊限定。双辊式连续铸造压轧法是从耐火材料制的供给喷嘴（給湯ノズル）将铝熔液供应于一对水冷辊之间，从而连续地铸造压轧薄板的方法，已知亨特法（Hunter process）、3C法等。此外，双带式连续铸造法是下述连续铸造方法：在上下对峙且进行水冷的旋转带间倾注熔液，从而通过从带面的冷却使熔液凝固作为厚板(slab)，通过带的相反倾注熔液侧连续地将该厚板抽出并卷成卷状。

在双辊式连续铸造压轧法中，铸造时的冷却速度比DC铸造法快几倍～几百倍。例如，DC铸造法时的冷却速度为0.5～20℃/sec，而双辊式连续铸造压轧法时的冷却速度为100～1000℃/sec。因此，具有铸造时生成的分散粒子比DC铸造法微细且高密度地分布的特征。该高密度地分布的分散粒子在接合时 与这些分散粒子周围的基质发生反应，能够容易生成大量的液相，由此获得良好的接合性。

用双辊式连续铸造压轧法铸造时的压轧板的速度优选为0.5m/分钟以上3m/分钟以下。铸造速度影响冷却速度。在铸造速度小于0.5m/分钟的情况下，不能获得充分的冷却速度，化合物变得粗大。此外，在超过3m/分钟的情况下，铸造时铝材料在辊间不能充分凝固，不能获得正常的板状铸块。

用双辊式连续铸造压轧法铸造时的熔液温度优选为650～800℃的范围。熔液温度是位于供给喷嘴紧前面的流浆箱(head boxes)的温度。如果熔液温度为低于650℃的温度，则供给喷嘴内生成巨大的金属间化合物的分散粒子，它们混入铸块，从而成为冷轧时板断裂的原因。如果熔液温度超过800℃，则铸造时铝材料在辊间不能充分凝固，不能获得正常的板状铸块。更优选熔液温度为680～750℃。

此外，铸造的板厚度优选为2mm～10mm。在该厚度范围内，板厚度中央部的凝固速度也快，容易获得均匀组织的组织。如果铸造板厚度小于2mm，则每单位时间通过铸造机的铝量少，难以稳定地将熔液供应于板宽度方向。另一方面，如果铸造板厚度超过10mm，则难以用辊进行卷取。更优选铸造板厚度为4mm～8mm。

在将得到的铸造板材压轧加工至最终板厚度的工序中，可以进行1次以上退火。关于调质，根据用途选定适当的调质。通常为了防止侵蚀，进行H1n或H2n调质，也可以根据形状、使用方法使用退火材料。

在通过DC连续铸造法制造本发明所涉及的铝合金材料的情况下，优选控制铸造时的厚板、钢坯的铸造速度。铸造速度影响冷却速度，因而优选为20mm/分钟以上100m/分钟以下。在铸造速度小于20mm/分钟的情况下，不能获得充分的冷却速度，化合物粗大化。另一方面，在超过100m/分钟的情况下，铝材料在铸造时不能充分凝固，不能获得正常的铸块。更优选铸造速度为30mm/分钟以上80mm/分钟以下。

DC连续铸造时的厚板厚度优选为600mm以下。在厚板厚度超过600mm的情况下，不能获得充分的冷却速度，金属间化合物变得粗大。更优选厚板厚度为500mm以下。

在通过DC铸造法制造厚板之后，可以根据需要进行均匀化处理、热轧、冷轧、退火。此外，可以根据用途进行调质。关于该调质，通常为了防止侵蚀而设为H1n或H2n，也可以根据形状、使用方法而使用软质材料。

在通过挤出法制造本发明所涉及的铝合金材料的情况下，在通过DC铸造制造钢坯之后，可以根据需要进行均匀化处理和热挤出。此外，可以根据用途进行调质。在钢坯铸造中可以使用热顶铸造法或GDC铸造法。

本发明的铝合金材料可以以展伸材料、锻造材料、铸件等形态提供，但从接合性和形状维持的观点出发，展伸材料的形态是最适合的。关于展伸材料，由于直至其制造时所获得的加工率比锻造材料、铸件等大，因此容易表现金属间化合物被微细地分割的状态。因此，能够使Si系金属间化合物和Al系金属间化合物的密度增加，正如到目前为止所描述的那样，具有容易实现良好的接合性和形状维持的优点。

接着，对本发明所涉及的铝合金材料的接合方法、即铝合金结构体的制造方法进行说明。本申请中，铝合金结构体是二个以上构件接合而成的结构体，构成其的构件中至少一个构件为由本发明所涉及的铝合金材料形成的构件。本发明所涉及的铝合金结构体的制造方法是下述方法：在将具有上述组成的铝合金材料作为二个以上构件中的至少一个被接合构件与其他被接合构件组合后，进行加热处理，从而使这些被接合构件接合。是下述方法：在该加热处理中，在上述二个以上构件中的至少一个被接合构件的内部为生成液相的固相线温度以上液相线温度以下、在强度降低从而变得不能维持形状的温度以下，以接合所需要的时间进行加热。

上述接合方法中的接合条件之中，加热条件尤其重要。作为该加热条件，需要以该铝合金材料内所生成的液相的质量相对于作为上述二个以上构件中的至少一个被接合构件的铝合金材料的总质量之比（以下记为“液相率”。）为超过0%且为35%以下的温度进行接合。如果没有生成液相，就不能接合，因此液相率需要比0%多。然而，如果液相少，则接合变得困难，因此，液相率优选设为5%以上。如果液相率超过35%，则生成的液相的量过多，在接合加热时铝合金材料会大幅变形，从而变得不能保持形状。如上所述，优选液相率为5～30%。这里，更优选液相率为10～20%。

此外，为了液相能充分地填充至接合部，优选还考虑其充填时间，优选将液相率为5%以上的时间设为30秒以上3600秒以内。更优选液相率为5%以上的时间为60秒以上1800秒以内，通过这种方式，可以进行更充分的充填，形成可靠的接合。如果液相率为5%以上的时间小于30秒，则存在液相没有充分地填充至接合部的情况。另一方面，如果超过3600秒，则存在发生铝材料的变形的情况。此外，在本发明中的接合方法中，液相仅在极为接近接合部的部分移动，因此，该充填所需要的时间不依赖于接合部的大小。

作为期望的接合条件的具体例子，只要将580℃～620℃设为接合温度，将在接合温度的保持时间设为0分钟～10分钟左右即可。这里，0分钟意思是在构件的温度达到所规定的接合温度后直接开始冷却。此外，为了使接合部的金属组织成为后述的适当的状态，可以根据组成调整加热条件。进一步优选为30秒至5分钟。

此外，测定加热中的实际的液相率是极为困难的。因此，本发明中规定的液相率通常可以利用平衡状态图通过杠杆原理（lever rule）从合金组成和最高到达温度求出。关于状态图已经明了的合金系，可以使用该状态图并用该原理求出液相率。另一方面，关于平衡状态图未公布的合金系，可以利用平衡状态图计算软件求出液相率。平衡状态图计算软件中内置有使用合金组成和温度、通过杠杆原理求出液相率的方法。平衡状态图计算软件有Thermo－Calc；Thermo－Calc Software AB社制等。不管是在平衡状态图已经明了的合金系中还是使用平衡状态图计算软件计算液相率，均为与用杠杆原理从平衡状态图求出液相率的结果相同的结果，因此，为了简便化，可以利用平衡状态计算软件。

此外，加热处理中的加热气氛优选用氮气、氩气等置换过的非氧化性气氛等。此外，通过使用非腐蚀性焊剂可以获得更为良好的接合性。进一步，还可以在真空中、减压中加热而进行接合。

关于涂布上述非腐蚀性焊剂的方法，可以列举组装被接合构件后喷洒焊剂粉末的方法、将焊剂粉末悬浮在水中并喷涂的方法等。在预先涂布在素材上的情况下，如果在焊剂粉末中混合丙烯酸系树脂等粘合剂并进行涂布，则可以提高涂布的密合性。作为通常的用来获得焊剂功能的非腐蚀性焊剂，可以列举KAlF₄、K₂AlF₅、K₂AlF₅·H₂O、K₃AlF₆、AlF₃、KZnF₃、K₂SiF₆等氟化物系焊剂、 Cs₃AlF₆、CsAlF₄·2H₂O、Cs₂AlF₅·H₂O等铯系焊剂、氯化物系焊剂等。

通过以上所说明的加热处理和加热气氛的控制，可以获得必需的接合特性。然而，例如在形成具有中空部等比较脆弱的结构体的情况下，如果结构体内所产生的应力过高，则存在不能维持结构体的形状的情况。尤其是在接合时液相率变大的情况下，结构体内所产生的应力处于比较小的应力的情况下能良好地维持形状。在优选以这种方式考虑结构体内的应力的情况下，二个以上构件之中，在将生成液相的被接合构件内所产生的应力中的最大值设为P（kPa）、将液相率设为V（%）时，如果满足P≤460－12V的条件，则能获得非常稳定的接合。该式的右边（460－12V）所表示的值是极限应力，如果超过该值的应力施加于产生液相的铝合金材料，则存在发生大幅变形的担忧。此外，在该生成液相的被接合构件在二个以上构件中存在多个的情况下，优选以下述方式进行接合：对于该多个被接合构件，分别用各自的应力P、液相率V算出P≤460－12V，全部的多个被接合构件同时满足上述式。各被接合构件内的各部位中产生的应力可以从形状和荷重求出。例如可以用结构计算程序等进行计算。

进一步，与接合部的压力同样地，接合部的表面形态也对接合性产生影响，两面平滑则能获得更稳定的接合。本发明中，在使二个被接合构件接合的情况下，在从接合前的被接合构件双方的接合面表面的凹凸求出的算术平均波纹度Wa1与Wa2之和满足Wa1＋Wa2≤10（μm）时，能获得更充分的接合。此外，算术平均波纹度Wa1、Wa2是由JISB0633规定的参数，以波长为25～2500μm之间设定为凹凸的截止值，从通过激光显微镜、共聚焦显微镜测定的波纹曲线求出。

此外，为了使本发明所涉及的结构体的耐腐蚀性进一步提高，也可以在本发明所涉及的铝合金材料的表面进行Zn喷镀、Zn置换焊剂涂布，从而形成结构体。进一步，还可以在加热处理后的结构体上实施铬酸盐处理、非铬酸盐处理等表面处理，从而实现耐腐蚀性的提高。

通过以上所说明的铝合金结构体的制造方法制造的铝合金结构体具有在接合前后结构体的尺寸、形状几乎无变化的优点。这是由于，按照上述机理，从作为被接合构件的铝合金材料内部生成液相，生成的液相量被控制在适当的范围内，因而在接合时难以发生沿着晶界等的滑动变形。此外，由基质、不有 助于液相的生成的金属间化合物带来的在加热中维持被接合构件的形状的效果也是上述优点的要因。

而且，关于本发明所涉及的铝合金结构体，在被接合的构件中的至少一个构件的接合部附近具有适当的金属组织的特征。即，通过本发明所涉及的方法接合的铝合金材料成为在晶界大量存在金属间化合物等的组织。正如从图2所示的液相生成机理可以明确的那样，在液相生成而流出到外部的过程中，晶界成为液相的流出路径之一，因此，在接合加热时，晶界存在液相。因此，如果在之后进行冷却，则该液相凝固，因此在晶界生成Si系金属间化合物和Al系金属间化合物。根据本发明人等的研究发现了，在获得了良好的接合性与接合时的材料强度的良好的平衡的接合体中，存在具有1μm以上的等效圆直径的Si系金属间化合物和Al系金属间化合物的晶界的三相点的个数为总晶界的三相点的个数的50%以上的比例。这里，所谓晶界的三相点，是指在对材料的截面进行观察时，至少3条以上的基质的晶界交叉的点（三相点）。

存在于该晶界的三相点的Si系金属间化合物和Al系金属间化合物（以下将两者合记为“金属间化合物”）作为具有分散强化作用的第2相分散粒子发挥作用，发挥使构成结构体的构件强化的作用。此外，该金属间化合物在用于使构件接合的加热后的冷却时，具有抑制晶粒的生长的效果。进一步，在将接合的结构体进行再加热的情况下，发挥抑制构成结构体的构件中晶粒的粗大化的效果。如果存在金属间化合物的晶界的三相点的上述比例小于50%，则这些效果不充分。因此，总晶界的三相点之中，存在等效圆直径1μm以上的金属间化合物的晶界的三相点的个数设为50%以上的比例。此外，该比例优选为80%以上。这里，该比例的上限值为100%。

存在于晶界的三相点的金属间化合物包括Al系金属间化合物和Si系金属间化合物。Si系金属间化合物是在Si中固溶了Fe、Mn等的金属间化合物。Al系金属间化合物是Al－Fe系、Al－Fe－Si系、Al－Mn―Si系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe－Mn－Si系化合物等由Al与添加元素生成的金属间化合物。

关于确定存在于晶界的三相点的金属间化合物的存在，可以列举多种方法。在使用光学显微镜的方法中，首先，对构成本发明的结构体的构件的截面进行机械性研磨，用Keller液（ケラー液）等进行蚀刻，从而确定金属间化合物的 位置。进一步，通过阳极氧化法确定该相同截面中的晶界，从而确定晶界的三相点的位置。通过对两者进行比较，确定总晶界的三相点之中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的比例。

这里，存在下述情况：在存在于晶界的液相凝固从而在共晶组织中相变时，在粒界不连续地形成金属间化合物，形成Al相与金属间化合物相交替并排的共晶组织。在这样的情况下，晶界变得不清晰，因此，存在晶界作为断续的线而被观察到的情况，晶界的三相点的位置变得不清晰。在这种情况下，将金属间化合物、共晶组织视为晶界的一部分，以添加至晶界的方式，引出连续的假想线，从而识别晶界的三相点。如图6所示，在Si相（未图示）、共晶组织大、晶界的三相点不清晰的情况下，如图7所示，将该部分的全部面积作为晶界。如图7的虚线所示，将假想的三条晶界交叉的区域视为晶界的三相点。这种情况下的三相点，成为结合了晶界交叉的区域中的各晶界部分的面积部分。在该面积部分中，在一部分中也可以形成金属间化合物。

此外，还可以列举使用EPMA（X射线微量分析仪）的方法。这是使用EPMA，进行构成结构体的构件的截面中的Si、Fe等元素的面成分的方法。晶界附近Si浓度低，因而可以确定晶界。金属间化合物可以通过Si、Fe等元素浓度高的部分来确定。使用截面的SEM观察（反射电子图像观察），还可以确定晶界和金属间化合物的位置。

关于根据本发明所形成的铝合金结构体，在其接合的构件中的至少一个构件的接合部附近，具有适当的金属组织的特征。即，在本发明所涉及的铝合金材料的接合部，在上述的液相生成机理中，Si粒子周边熔融为球状并且在基质内以一定程度残存，从而成为图2所示那样的共晶组织在基质的晶粒内（以下简单地记为“粒内”）大量分散的组织。本发明人等发现了在本发明所涉及的铝合金材料中，在取得良好的接合性与接合时的材料强度的良好的平衡的情况下，优选在接合后，粒内存在的具有3μm以上的长径的共晶组织以截面的面密度计为10个/mm²～3000个/mm²。关于该金属组织上的适宜的条件，在上述粒内共晶组织的面密度小于10个/mm²的情况下，存在有助于接合的液相过多，从而接合加热中的强度维持变得困难的情况。另一方面，在上述粒内共晶组织的面密度超过3000个/mm²的情况下，存在有助于接合的液相少，从而接合性降 低的情况。

这样的粒内的共晶组织是在加热时Si粒子周边熔融为球状而生成的液相在冷却时凝固从而成为共晶组织的物质，因此，成为近似于球状的形状的情况多。在这种情况下，如图2那样，在截面观察中作为圆形的共晶组织而被观察到。此外，在液相以粒内的Al系金属间化合物为核生成位点而生成、从而在粒内残存的情况下，有时会形成沿着Al系金属间化合物的形状的共晶组织。

关于测定粒内的共晶组织在截面中的面密度，可以列举多种方法。在使用光学显微镜的方法中，对构成本发明的结构体的构件的截面进行机械性研磨，用Keller液等进行蚀刻，从而确定共晶组织的位置。由于共晶组织成为Si系金属间化合物相与Al相微细地交替并排的结构，可以对其进行识别。进一步，通过阳极氧化法确定该截面中的晶界的位置。通过对两者进行比较，测定晶粒内存在的具有3μm以上的长径的共晶组织的个数，换算为面密度。

还可以列举使用EPMA（X射线微量分析仪）的方法。使用EPMA，进行构成结构体的构件截面中的Si、Fe等元素的面成分测定。由于共晶组织中Si浓度高的部分与低的部分微细地交替并排，可以对其进行确定。此外，在晶界附近Si浓度变低，因此可以确定晶界。通过截面的SEM观察（反射电子图像观察），也可以确定共晶组织。在该情况下，用SEM/EBSB法来确定晶界。

具有上述那样的金属组织的铝合金结构体通过本发明所涉及的铝合金材料的尺寸、组成的调整、以及考虑了组成的加热条件的调整来制造。例如，在作为被接合构件的铝合金材料的板厚度厚的情况下、在接合时的温度容易成为高温的部分配置的铝合金构件中，即使使用Si添加量低的材料，也能够确保充分的液相量。具体而言，关于30μm～100μm板厚度的翅材的情况，优选将Si添加量设为1.5%～3.5%左右，将加热温度设为580℃～620℃左右。在这种情况下，粒内的共晶组织为20～500个/mm²。通过这样的接合后的组织观察，以粒内的共晶组织的截面面密度为10～3000个/mm²的方式，预先将作为被接合构件的铝合金材料的Si添加量调整至1.5%～5.0%的范围。这样就能够获得具有良好的接合性的接合体。此外，通过添加0.3%以上的Mn，具有使粒内共晶组织减少的效果。

如上所述，本发明所涉及的铝合金结构体是由二个以上构件构成的结构体， 至少一个构件由本发明所涉及的铝合金材料形成。作为该铝合金结构体的优选的例子，可以列举各种热交换器。热交换器是根据其用途、使用条件，适当组合翅材、管材、板材、罐材等各种构件而构成的。而且，本发明所涉及的铝合金材料可以构成这些热交换器的各种构件。

例如，用本发明所涉及的铝合金材料制作管材和罐材，进一步与单层的翅材（裸翅材）组合，实施所规定的加热处理。这样就能够制造全部构件以单层材料构成的热交换器。此外，可以通过用本发明所涉及的铝合金材料制作翅材和板材，与未配置钎材的管材（挤出材料、电焊加工的裸管材）组合，实施所规定的加热处理而制成热交换器。进一步，还可以通过将板材加压成型并层压层叠来制造层压型热交换器。

除了上述以外，本发明所涉及的铝合金材料还可以用于散热片、层压结构的油冷却器等用途。这样的使用未配置钎材的单层材的结构体，存在在高温时的刚性比使用以往材料的结构体降低的情况。因此，在加热处理时，通过使用耐高温的铁等材质的夹具来设置结构体，能够获得尺寸精度更高的结构体。

此外，也可以分别制造梳齿形状的挤出材料和具有中空部的挤出材料，通过使这二个挤出材料接合来简便地制造热交换器。此外，还可以将二个挤出材料作为层压结构，作为与必要大小相称的油冷却器、散热片等制品。

发明的效果 

本发明所涉及的铝合金材料是以与钎焊法等以往的接合方法不同的接合方法进行接合的方法，可以以单层的状态与各种被接合构件接合。而且，几乎没有接合前后的尺寸或形状的变化。使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法能够不使用钎材等接合构件而使被接合构件彼此接合。而且，本发明所涉及的铝合金结构体通过上述优点能够满足成本降低的要求。

附图说明

图1是表示作为2元系共晶合金的Al－Si合金的状态图的示意图。

图2是表示使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法中，铝合金材料中的液相的生成机理的说明图。

图3是表示使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法中，铝合金材料的液相的生成机理的说明图。

图4是第1～第3实施方式所用的3级层叠的试样片（微型芯(minicore)）的立体图。

图5是表示第3实施方式的试样片所用的挤出管的形状的一部分的立体图。

图6是表示晶界及其三相点的示意图。

图7是表示识别晶界的三相点的方法的说明图。

具体实施方式

以下，基于实施例和比较例对本发明详细地进行说明。

第1实施方式：首先，使用具有表1、2所示的组成的铝合金，制造表3～5的B1～B59和B77～B98的铝合金材料的试验材料。此外，表1的合金组成中，“－”表示为检测限度以下，“其余部分”包括不可避免的杂质。

关于B1～B48、B52～B57、B84的试验材料，通过双辊式连续铸造压轧法铸造。在用双辊式连续铸造压轧法进行铸造时，熔液温度为650～800℃，铸造板的厚度为7mm。如表3～5所示，铸造速度进行各种变更。接着，将得到的板状铸块冷轧至0.70mm，在420℃×2Hr的中间退火后，进一步冷轧至0.050mm，从而制成供试材料。供试材料的算术平均波纹度Wa为约0.5μm。

用DC铸造法将B49～B51、B58～B59、B77～B83，B85～B98的试验材料铸造成100mm×300mm的大小。如表4、5所示，铸造速度进行各种变更。在将得到的厚板切削后进行加热，热轧至3mm厚度。之后，将压轧板冷轧至0.070mm，在380℃×2Hr的中间退火后，进一步冷轧至0.050mm，从而制成供试材料。供试材料的算术平均波纹度Wa为约0.5μm。

关于这些试验材料，进行制造过程中的制造性的评价。关于制造性的评价方法，将在制造板材或厚板时，在制造过程中不发生问题，可以获得完好的板材、厚板的情况设为○，将在铸造时发生断裂的情况、以铸造时产生巨大金属间化合物为原因压轧变得困难的情况等在制造过程中发生问题的情况设为×。

此外，制造的板材（坯板）中金属间化合物的面密度通过沿着板厚度方向的截面的SEM观察（反射电子图像观察）进行测定。Si系金属间化合物和Al系金属间化合物（Al－Fe系金属间化合物等）通过SEM观察中对比的深浅进行区别。SEM观察是对各样品各进行5个视野的观察，通过对各视野的SEM照片进行图像解析，测定样品中等效圆直径0.5μm～5μm的分散粒子的密度。

将这些制造性评价和分散粒子的测定结果示于表3～5。如表3～5所示，铝合金材料的组成在本发明中规定的范围内的材料制造性良好。在合金组成A68中Fe超过了规定量，因此，在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板厚度，制造性发生问题。在合金组成A70的加工中，Ni超过了规定量，因此，在铸造时生成巨大的金属间化合物，制造性发生问题。在合金组成A71中，Ti超过了规定量，因此，在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板厚度，制造性发生问题。在合金组成A89～92中，各自的Mn、V、Cr、Zr超过了规定量，因此，在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板厚度，制造性发生问题。

接着，如图4所示，将各试验材料成型为宽16mm、顶端高度7mm、间距2.5mm的翅材。此外，将b1的组成（表2）的素材以算术平均波纹度Wa为0.3μm成型为板厚度0.4mm的电焊加工过的管材。然后，将这些翅材和管材组合并组装入不锈钢制的夹具，制作图4所示的3级层叠的试样片（微型芯）。利用各试验材料（B1～B59、B77～B98）的翅材和管材制作的试样片（微型芯）作为C1～C59、C77～C98记载于表3～5。

然后，将上述微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍，干燥后，在氮气气氛中在580～600℃加热3分钟，从而使翅材与管材接合。此外，关于该微型芯的情况，由于不锈钢夹具与铝材料的热膨胀率之差，在接合加热时，不锈钢夹具与微型芯之间产生约4N的压缩荷重。如果从接合面积进行计算，则变得在翅与管的接合面产生了约10kPa的应力。

在使翅材与管材接合后，将翅从管剥离并检查40处管与翅的接合部的接合状态，求出完全接合处的比率（接合率）。此外，检查翅屈曲的状态。将接合前后的翅高度变化相对于接合前的翅高度的比例为5%以下判定为◎，将超过5%且为10%以下的情形判定为○，将超过10%且为15%以下的情形判定为△，将超过15%的情形判定为×。

进一步，将接合后的微型芯包埋于树脂并进行研磨，用光学显微镜观察构件的截面组织，从而测定长径3μm以上的粒内共晶组织的面密度。此外，将接合后的微型芯的截面进行研磨，用Keller液等进行蚀刻，从而确定金属间化合物的位置，进一步，通过阳极氧化法明确该截面中的晶界，从而确定晶界的 三相点的位置。通过比较该金属间化合物的位置和晶界的三相点的位置，求出存在金属间化合物的晶界的三相点的比例。

将以上的微型芯接合试验中的各评价结果示于表3～5。表3～5中还显示了各样品中在加热温度下的平衡液相率。此外，平衡液相率是用平衡状态图计算软件得到的计算值。

[表1]

表1

[表2]

表2

[表3]

[表4]

[表5]

如果对针对表3～5中的微型芯的各样品的评价结果和翅材的铝合金材料的组成（表1、2）进行对比，则关于铝合金材料的组成和加热条件，具备本发明所规定的条件的样品（C1～C51、C77～C98）中接合率和翅屈曲均合格。

另一方面，在比较例C52（合金组成A66）中，Si成分不满足规定量，因此液相率（平衡液相率）低，小于5%，存在金属间化合物的晶界的三相点的比例也降低。其结果是接合率降低因而不能测定翅屈曲。

在比较例C53（合金组成A67）中，Si成分超过了规定量，因此，接合时液相率变高，翅崩溃并屈曲。

如上所述，在比较例C54（合金组成A68）中，Fe的成分超过了规定量，因此，生成粗大的金属间化合物，不能压轧至最终板压，制造性产生问题。

在比较例C55（合金组成A69）中，Mg超过了规定量，因此，接合率低至30%，接合不完全。

此外，如上所述，比较例C56（合金组成A70）的制造性发生问题。比较例C57（合金组成A71）也如上所述，在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板压，制造性产生问题。

在比较例C58（合金组成A72）中，Be、Sr、Bi超过了规定量，因此，表面的氧化皮膜变厚，接合率降低。

在比较例C59（合金组成A73）中，Na、Ca超过了规定量，因此，表面的氧化皮膜变厚，接合率降低。

在比较例C93（合金组成A88）中，Fe组成低于规定量，因此，合金中的Al系金属间化合物的面密度变小，存在金属间化合物的晶界的三相点的比例也降低。其结果是接合率降低，还发生了翅屈曲。

在比较例C94（合金组成A80）中，合金组成虽然在规定范围内，但Si系金属间化合物的面密度变小，存在金属间化合物的晶界的三相点的比例也降低。其结果是接合率降低。

在比较例C95～98（合金组成A89～92）中，如上所述，在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板压，制造性产生问题。

第2实施方式：在该实施方式中，对作为接合条件的加热温度的影响进行研究。如表6所示，提取通过第1实施方式制造的材料，成型为与第1实施方 式同样的翅材。而且，与第1实施方式同样地进行操作，制作3级层叠的试样片（微型芯）（图4）。将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍并干燥后，在氮气气氛中以表6所示的各种加热温度加热保持所规定的时间，从而使翅材与管材接合。

对于以上述方式接合的微型芯，与第1实施方式同样地进行操作，测定接合率并进行评价。此外，测定接合后的微型芯的翅高度，求出接合后相对于接合前的尺寸变化率，作为变形率。将该变形率为3%以下的情形判定为◎，将超过3%且为5%以下的情形判定为○，将超过5%且为8%以下的情形判定为△，将超过8%的情形判定为×。进一步，与第1实施方式同样地进行操作，进行构件截面的组织观察，求出金属间化合物的面密度、具有3μm以上的长径的粒内共晶组织的面密度、总晶界的三相点之中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的比例。将评价结果示于表6。

[表6]

由表6可知，在本发明例C61～73中，均满足本发明中规定的全部条件，接合率和变形率均合格。

另一方面，在比较例C74和C76中，液相率过高，因此，不能维持形状，变形率变高。此外，在比较例C75中，液相率过低。此外，存在金属间化合物的晶界的三相点的比例也降低。其结果是接合率降低。

第3实施方式：在该实施方式中，对用于改善挤出成型性以及耐腐蚀性的以Zn为主要成分的层的效果进行研究。首先，将表7所示组成（No.E1～E24和E25、E26）的材料进行DC铸造，得到150mm的钢坯。此外，表7的合金组成中，“－”表示为检测限度以下，“其余部分”包括不可避免的杂质。

将上述各钢坯的供试材料通过直接挤出进行热挤出，制作表8所示的样品No：D1～D24和D43、D44的扁平形状的挤出管。图5是表示该扁平形状挤出管的一部分的立体图。上述供试材料的算术平均波纹度Wa为约1μm。评价热挤出中各供试材料的挤出性。关于挤出性，将进行热挤出时得到10m以上完好的挤出材料的情况设为○，将得到的完好的挤出材料超过0m且小于10m的情况设为△，将铸造时产生粗大金属间化合物等，因而不能获得完好的挤出材料的情况（包括得到的完好的挤出材为0m的情况）设为×。

在表9所示的样品No：D25～D39中，在挤出管的表面形成以Zn为主要成分的层。表9所示的样品No：D40～D42是未形成以Zn为主要成分的层的参考例。在Zn层形成中，采用Zn喷镀、Zn置换焊剂涂布Zn粉末被覆和镀锌中的任一种方法。

接着，将表7的F1的组成（JISA3003＋1.5Zn）的材料（算术平均波纹度Wa为0.3μm、板厚度0.07mm）加工成翅材。翅材是波纹成型为高度7mm的构件。

将样品No.D1～D42和D43、D44的扁平形状的挤出管与上述翅材组合并组装入不锈钢制的夹具，制作图4所示的3级层叠的试样片（微型芯）。关于该微型芯的情况，由于不锈钢夹具与铝材料的热膨胀率之差，在接合加热时，不锈钢夹具与微型芯之间产生约4N的压缩荷重。如果从接合面积进行计算，则结果是在翅与管的接合面上产生了约10kPa的应力。

将以这种方式制作的微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中 浸渍，干燥后，在氮气气氛中在580～600℃加热3分钟，从而使翅材与管材接合。这里，在样品No.D13、D14和D22中，未涂布焊剂而在真空中进行接合。此外，在样品No.D12中，使用加入了铯的氟化物系焊剂。在样品No.D26中，涂布Zn置换焊剂并进行加热。

关于样品No.D1～D24和D43、D44，与第1实施方式同样地进行操作，求出管与翅的接合率并进行评价。此外，还对管的崩溃的有无进行了确认。进一步，为了进行耐腐蚀性评价，进行1000h CASS试验，确认贯通管的腐蚀的有无。将没有腐蚀的情形设为○、将发生了腐蚀的情形设为×。

此外，与第1实施方式同样地进行操作，进行构件截面的组织观察，求出具有3μm以上的长径的粒内共晶组织的面密度、总晶界的三相点之中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的比例。进一步，与第1实施方式同样地进行操作，测定样品中等效圆直径0.5μm～5μm的Si系金属间化合物和Al系金属间化合物的分散粒子的面密度。将评价结果示于表8。

关于样品No.D25～D42，将挤出管从翅剥离，通过焦深法测定表面附加有以Zn为主要成分的层的挤出管中发生的腐蚀的深度。将评价结果示于表9。

[表7]

表7

[表8]

[表9]

表9

如表8所示，实施例的D1～D15和D43、D44的挤出性、接合率、管崩溃性、耐腐蚀性均合格。

与此相对，在比较例D16（合金组成E16）中，Si成分不满足规定值，因此总晶界的三相点之中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的比例低。此外，接合率也降低。

在比较例D17（合金组成E17）中，Si成分超过了规定值，液相率变得过高，因此在接合时发生挤出管的崩溃。

在比较例D18（合金组成E18）中，Si成分不满足规定值，因此存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的比例低。此外，接合率也降低。

在比较例D19（合金组成E19）中，Si成分超过了规定值，因此在接合时发生挤出管的崩溃。

此外，关于比较例D20～比较例D24，在CASS试验的结果中产生贯通孔， 就耐腐蚀性的观点而言差。这是由合金组成引起的，Fe和Cu成分（合金组成E20）、Mn成分（合金组成E21）、Zn成分（合金组成E22）、Mg成分（合金组成E23）、Cr、Ti、V成分（合金组成E24）各自超过了规定值。

此外，关于以Zn为主要成分的层的效果，如表9所示，在实施例的D25～D39中，通过表面形成有Zn层，发挥牺牲防腐蚀作用，腐蚀深度浅至小于0.60mm。

与此相对，在参考例的D40～D42中，表面未赋予Zn，因此，虽然没有达到贯通，但腐蚀深度深至超过0.90mm。这样，确认了用于耐腐蚀性改善的以Zn为主要成分的层形成的有效性。

产业可利用性 

根据本发明，能够不使用钎材或填充金属那样的接合构件而使铝合金材料接合，因而可以有效地制造其结构体。此外，在本发明中，几乎没有产生接合构件在接合前后的尺寸或形状的变化。这样，本发明所涉及的铝合金材料、以及使用该铝合金材料的结构体及其制造方法在工业上发挥显著的效果。

符号说明

c：Si浓度

c1：Si浓度

c2：Si浓度

T：温度

T1：超过Te的温度

T2：超过Ts2的温度

Te：固相线温度 

Ts2：固相线温度 

Claims (20)

1.一种单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，其特征在于，包含下述铝合金材料，

含有Si：1.0质量％～5.0质量％、Fe：0.01质量％～2.0质量％，其余部分包含Al和不可避免的杂质的铝合金材料，

具有0.5～5μm的等效圆直径，且选自单质Si、和单质Si的一部分中包含Ca、P元素的化合物中的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在1.3×10³个/mm²以上2.2×10⁴个/mm²以下，

具有0.5～5μm的等效圆直径，且选自Al－Fe系和Al－Fe－Si系中的由Al与添加元素生成的Al系金属间化合物的分散粒子在所述铝合金材料的截面中存在1.3×10³个/mm²以上3.3×10⁴个/mm²以下。

2.一种单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，其特征在于，包含下述铝合金材料，含有Si：1.0质量％～5.0质量％、Fe：0.01质量％～2.0质量％，进一步含有从Mg：2.0质量％以下、Cu：1.5质量％以下和Mn：2.0质量％以下选择的1种或2种以上，其余部分包含Al和不可避免的杂质的铝合金材料，

具有0.5～5μm的等效圆直径，且选自单质Si、和单质Si的一部分中包含Ca、P元素的化合物中的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在1.3×10³个/mm²以上2.2×10⁴个/mm²以下，

具有0.5～5μm的等效圆直径，且选自Al－Fe系、Al－Fe－Si系、Al－Mn－Si系、Al－Fe－Mn系和Al－Fe－Mn－Si系中的由Al与添加元素生成的Al系金属间化合物的分散粒子在所述铝合金材料的截面中存在1.3×10³个/mm²以上3.3×10⁴个/mm²以下。

3.根据权利要求1或2所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Zn：6.0质量％以下、In：0.3质量％以下和Sn：0.3质量％以下选择的1种或2种以上。

4.根据权利要求1或2所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Ti：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Ni：2.0质量％以下和Zr：0.3质量％以下选择的1种或2种以上。

5.根据权利要求3所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Ti：0.3质量％以下、V：0.3质量％以下、Cr：0.3质量％以下、Ni：2.0质量％以下和Zr：0.3质量％以下选择的1种或2种以上。

6.根据权利要求1或2所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Be：0.1质量％以下、Sr：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下和Ca：0.05质量％以下选择的1种或2种以上。

7.根据权利要求3所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Be：0.1质量％以下、Sr：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下和Ca：0.05质量％以下选择的1种或2种以上。

8.根据权利要求4所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Be：0.1质量％以下、Sr：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下和Ca：0.05质量％以下选择的1种或2种以上。

9.根据权利要求5所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，所述铝合金材料进一步含有从Be：0.1质量％以下、Sr：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下和Ca：0.05质量％以下选择的1种或2种以上。

10.根据权利要求1或2所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

11.根据权利要求3所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

12.根据权利要求4所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

13.根据权利要求5所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

14.根据权利要求6所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

15.根据权利要求7所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

16.根据权利要求8所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

17.根据权利要求9所述的单层且具有加热接合功能的热交换器用翅材，在所述铝合金材料的表面形成有含有Zn的层。

18.一种铝合金结构体，其特征在于，为加热接合二个以上构件的铝合金结构体，所述二个以上构件中的至少一个使用权利要求1～17中任一项所述的铝合金材料，

在至少一个接合处，在被接合的至少所述热交换器用翅材的截面的金属组织中，存在具有1μm以上的等效圆直径的所述Si系金属间化合物和Al系金属间化合物的晶界的三相点的个数为总晶界的三相点的个数的50％以上的比例。

19.根据权利要求18所述的铝合金结构体，被接合的所述二个以上构件中的至少一个，在其表面具有含有Zn的层。

20.根据权利要求18或19所述的铝合金结构体，所述铝合金结构体构成热交换器，所述热交换器中，选自管材、板材和罐材中的一个以上构件接合于所述热交换器用翅材。