CN105229182A - 以单层具有加热接合功能的铝合金材及其制造方法、以及使用了该铝合金材的铝接合体 - Google Patents

Abstract

提供一种铝合金材及其接合方法以及使用了该铝材的铝接合体，所述铝合金材不使用钎料或填充材料那样的接合部件，能够以单层形式加热接合。提供一种以单层具有加热接合功能的铝合金材及其制造方法以及使用其的铝接合体，所述铝合金材的特征在于，由铝合金形成，该铝合金含有Si：1.0～5.0mass％、Fe：0.01～2.0mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，该铝合金材中具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Al系金属间化合物以10～1×10⁴个/μm³存在，具有5.0～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物以200个/mm²以下存在。

Description

以单层具有加热接合功能的铝合金材及其制造方法、以及使用了该铝合金材的铝接合体

技术领域

本发明涉及一种铝合金材及其接合方法、以及使用了该铝材的铝接合体，所述铝合金材不使用钎料或填充材料(溶加材)那样的接合部件，通过材料本身形成半熔融状态而供给接合所需的液相，能够以单层形式与其他部件加热接合；详细而言，涉及接合加热时耐变形性优异的能够以单层形式加热接合的铝合金材及其接合方法、以及使用了该铝材的铝接合体。

背景技术

在以铝合金材为构成部件的热交换器等结构体的制造中，需要使铝合金材彼此或铝合金材与他种材料接合。作为铝合金材的接合方法，已知各种方法，其中，广泛使用钎焊法(硬焊法)。钎焊法之所以被广泛使用，是因为考虑到能够不使母材熔融而在短时间内获得牢固的接合等优点。作为使用利用钎焊法的铝合金材的接合方法来制造热交换器等的方法，例如已知：使用包覆有由Al-Si合金形成的钎料的钎焊片的方法，使用涂布有粉末钎料的挤出材的方法，在将各材料组装后在需要接合的部分另外涂布钎料的方法等(专利文献1～3)。进而，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、粉末钎料的详细情况。

迄今为止，铝合金材的结构体的制造中，开发了各种钎焊法。例如，在汽车用热交换器中，在将翅片材料以单层形式使用时，采用的是使用在管材上包覆有钎料的钎焊片的方法、在管材上另外涂布Si粉末、含Si的钎料的方法。另一方面，在将管材以单层形式使用时，采用的是使用在翅片材料上包覆有钎料的钎焊片的方法。

专利文献4中记载了使用单层钎焊片代替上述包覆材的钎焊片的方法。该方法中，提出了热交换器的管材和箱体材料使用热交换器用单层钎焊片。这里，在本发明中，将被称为单层钎焊片的、用于MONOBRAZE法的铝合金材称为以单层具有加热接合功能的铝合金材。

专利文献5中提出了下述接合方法：在使用单层铝合金材制造接合体的方法中，通过控制合金组成、接合中的温度、加压、表面性状等，获得良好的接合，同时，几乎不发生变形。本发明中，将专利文献5所示的接合法称为MONOBRAZE法。

专利文献6中提出了下述结构体：在使用单层铝合金作为管材且通过MONOBRAZE法制造热交换器时，通过控制管材的分散粒子的尺寸来获得良好的接合性。

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

专利文献5:日本特许第5021097号公报

专利文献6:日本特开2012-51028号公报

非专利文献

非专利文献1:“铝钎焊手册(アルミニウムブレージングハンドブック)(修订版)”社团法人轻金属熔接结构协会2003年

为了制造钎焊片那样的包覆材，需要分别制造各层并进一步将它们重叠接合的工序。钎焊片的使用违背了热交换器等的成本降低的要求。此外，粉末钎料的涂布也按钎料成本的比例反映在制品成本上。

与此相对，如上所述，还提出应用以单层具有加热接合功能的铝合金材来代替利用包覆材的钎焊片。该方法中，提出了由以单层具有加热接合功能的铝合金材供给接合所需的液相而维持作为结构体的形状。然而，例如在热交换器制造中，若直接使用以单层具有加热接合功能的铝合金材作为管材、翅片材料，则有可能因制造热交换器时的加热而大幅变形。

此外，还提出了上述MONOBRAZE法那样通过控制合金组成、接合时的温度、加压、表面性状等使用以单层具有加热接合功能的铝合金材的接合中，也兼顾了良好的接合和形状维持的方法。然而，期待实现精度更高的接合和接合中的形状维持。尤其在板厚为1mm以下的翅片材料中，容易因板厚方向的弯曲应力而发生变形，为了维持接合中的形状，需要将液相率抑制的较低。然而，由于材料的体积小，若液相率低，则难以充分生成液相，为了兼顾接合和形状维持，需要进一步的改善。

如上所述，为了降低热交换器等铝合金结构体的成本，不使用钎料而通过单层彼此的材料进行接合的MONOBRAZE法可以说是优选的。然而，将以单层具有加热接合功能的铝合金材简单地应用于MONOBRAZE法，难以避免部件的变形或接合率的降低的问题。上述专利文献4、6中，通过将单层铝合金材应用于板厚较厚的管材而使得变形不显著，但当将单层铝合金材应用于板厚薄的翅片材料那样的部件时，就存在接合加热中的变形显著的问题。

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是根据上述那样的背景而做出的，提出一种耐变形性优异的单层铝合金材及其接合方法、以及使用了该铝合金材的铝接合体，在通过MONOBRAZE法制造使用了单层铝合金材的各种铝合金接合体时，接合加热时加热至固相线温度以上而形成半熔融状态向接合部供给液相。尤其是，本发明适合于在热交换器用翅片材料等板厚薄的材料中使用的情况。

用于解决课题的方法

为了解决上述课题，本发明人等进行了深入研究，结果发现，通过对MONOBRAZE法中使用的铝合金材进行改良，得到了即使在接合加热时加热至固相线温度以上形成半熔融状态，接合加热中的耐变形性也优异的铝合金材，从而完成了本发明。

即，本发明涉及的铝合金材是以单层具有加热接合功能的铝合金材，其特征在于，由铝合金形成，该铝合金含有Si：1.0～5.0mass％、Fe：0.01～2.0mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，所述铝合金材中具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Al系金属间化合物以10～1×10⁴个/μm³存在，具有5.0～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物以200个/mm²以下存在。

是上述铝合金所含的固溶Si量为0.7％以下的铝合金材。

上述铝合金还可以是进一步含有选自Mg：0.05～2.0mass％、Cu：0.05～1.5mass％和Mn：0.05～2.0mass％中的1种或2种以上的铝合金。

上述铝合金还可以是进一步含有选自Zn：6.0mass％以下、In：0.3mass％以下和Sn：0.3mass％以下中的1种或2种以上的铝合金。

上述铝合金还可以是进一步含有选自Ti：0.3mass％以下、V：0.3mass％以下、Cr：0.3mass％以下、Ni：2.0mass％以下和Zr：0.3mass％以下中的1种或2种以上的铝合金。

上述铝合金还可以是进一步含有选自Be：0.1mass％以下、Sr：0.1mass％以下、Bi：0.1mass％以下、Na：0.1mass％以下和Ca：0.05mass％以下中的1种或2种以上的铝合金。

上述铝合金是加热接合前的抗拉强度为80～250MPa的铝合金。

此外，本发明还包括以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法，其特征在于，其为上述以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法，包括对上述铝合金材用的铝合金进行双辊式连续铸造轧制的铸造工序、对轧制板进行冷轧的2次以上冷轧工序以及在冷轧工序中对轧制板进行1次以上退火的退火工序；全部退火工序中的退火条件为以250～550℃的温度退火1～10小时，最终冷轧阶段的压下率为50％以下。

上述铸造工序的双辊式连续铸造轧制中，在轧制板的以铝和氧化铝为主成分的厚度1～500μm的被摸附着于双辊表面的状态下进行轧制，每1mm轧制板宽度的轧制负荷为500～5000N。

本发明进一步包括具有下述特征的铝接合体：通过使两个以上的铝部件加热接合而制造，上述两个以上的铝部件中的至少一个使用上述铝合金材。

上述加热接合后，上述两个以上的部件中的至少一个中使用的上述铝合金材的金属组织中的晶体粒径为100μm以上。

发明的效果

本发明涉及的铝合金材是具有与钎焊法等现有的接合方法不同的以单层形式加热接合功能的铝合金材，能够以单层的状态与各种被接合部件接合。而且是尽管接合加热时形成半熔融状态但是耐变形性优异的铝材。由此，可以迎合接合体的制造中成本降低的要求。作为例如如热交换器用翅片材料那样板厚非常薄的材料是有用的。此外，也能够适用于需要精度更高的接合性、尺寸精度的制品。进而，还使具有通过以往的接合方法无法实现的形状的接合体的制造、部件的薄壁化成为可能。

附图说明

图1是用于对双辊式连续铸造轧制法中注入的铝熔融金属的冷却速度进行说明的说明图。

图2是用于对双辊式连续铸造轧制法中注入的铝熔融金属的冷却速度进行说明的说明图。

图3是第1～第3实施方式中使用的三层(3段積み)试验片(微型芯，minicore)的外观图。

具体实施方式

1.以单层具有加热接合功能的铝合金材

以下，具体地对本发明进行说明。首先，对本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材进行说明。该铝合金材以含有Si浓度：1.0～5.0mass％(以下简单记为“％”)和Fe：0.01～2.0％作为必需元素、剩余部分由Al和不可避免的杂质构成的Al-Si-Fe系的铝合金为基本组成，其金属组织中，存在具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Al系金属间化合物。以下，对这些特征进行说明。

1-1.关于必需元素

1-1-1.关于Si浓度

关于Si浓度，Si是生成Al-Si系的液相而有助于接合的元素。其中，当Si浓度低于1.0％时，无法生成充足量的液相，液相的渗出变少，接合不完全。另一方面，若超过5.0％，则铝合金材中液相的生成量变多，因此，加热中的材料强度极度降低，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，体积越大、加热温度越高，则渗出液相的量越多，因而，关于加热时所需的液相的量，优选根据所制造的结构体的结构对所需的Si量、接合加热温度进行调整。

1-1-2.关于Fe浓度

关于Fe浓度，Fe除了具有少量固溶于基质而提高强度的效果以外，还具有以结晶物、析出物的形式分散从而防止强度降低、尤其是高温时的强度降低的效果。Fe在其添加量低于0.01％时，不仅上述效果小，而且使用高纯度的金属块所需的成本增加。此外，若超过2.0％，则铸造时生成粗大的金属间化合物，制造性产生问题。此外，当该接合体暴露于腐蚀环境(尤其是液体在流动的那种腐蚀环境)时，耐蚀性降低。进而，因接合时的加热而再结晶的结晶粒微细化，晶界密度增加，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％。优选的Fe的添加量为0.2％～1.0％。

1-2.关于Al系金属间化合物

接下来，对本发明涉及的铝合金材的金属组织的特征进行说明。本发明涉及的铝合金材在通过MONOBRAZE法接合加热时被加热至固相线温度以上。此时，铝合金材主要因晶界滑移而变形。因此，作为金属组织，(1)接合加热时结晶粒变得粗大是优选的。(2)此外，若在晶界生成液相，则容易发生因晶界滑移导致的变形，因此，晶界的液相生成受到抑制是优选的。本发明中，规定了加热后的结晶粒变得粗大、晶界的液相生成受到抑制的金属组织。

即，本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材中，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物以分散粒子的形式存在。该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和添加元素生成的金属间化合物。具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Al系金属间化合物在加热时不作为再结晶晶核，而是作为抑制结晶晶界的生长的钉扎粒子而发挥作用。此外，还成为生成液相的核，具有使晶粒内的固溶Si集中的作用。本发明涉及的铝合金材具有当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物，因此，限制了加热时再结晶晶核数量的无限制的生长，仅有限的再结晶晶核进行生长，因而，加热后的结晶粒变得粗大。此外，通过使晶粒内的固溶Si集中，相对地抑制了在晶界的液相生成。

1-2-1.关于Al系金属间化合物的体积密度

上述Al系金属间化合物的效果通过Al系金属间化合物的体积密度在适当的范围内而确实地得到发挥。具体而言，在材料的任意部分以10～1×10⁴个/μm³的体积密度存在。当体积密度低于10个/μm³时，钉扎效果过小，因此能够生长的再结晶晶粒变多，难以形成粗大的结晶粒。此外，液相生成的核变少，因此，无法充分发挥使晶粒内的固溶Si集中的作用，晶粒内的固溶Si中的有助于在晶界生成的液相的生长的比例增加，耐变形性降低。另一方面，当体积密度超过1×10⁴个/μm³时，钉扎效果过大，因此，所有再结晶晶粒的生长均受到抑制，难以形成粗大的结晶粒。此外，液相生成的核过多，因此，直接与晶界相接的液相增加，晶界的液相会进一步生长。利用适当强度的钉扎效果，仅有限的结晶粒进行生长，结晶粒粗大化，并且，形成适当的液相生成的核，使晶粒内的固溶Si集中从而抑制了晶界处的液相生成，因此，设定在上述体积密度的范围内。其中，该体积密度优选为50～5×10³个/μm²，更优选为100～1×10³个/μm²。

1-2-2.关于Al系金属间化合物的当量圆直径

当量圆直径小于0.01μm的Al系金属间化合物实际上难以测定，因此排除在对象之外。此外，虽然存在当量圆直径超过0.5μm的Al系金属间化合物，但几乎不作为钉扎粒子有效地发挥作用，因此，对本发明涉及的效果的影响小，排除在规定的对象之外。此外，当量圆直径超过0.5μm的Al系金属间化合物可作为液相生成的核发挥作用。然而，使晶粒内的固溶Si集中的效果由距离化合物表面的距离决定，因此，当量圆直径超过0.5μm的Al系金属间化合物中，该化合物的每体积的固溶Si收集效果变小，因而也排除在对象之外。

此外，Al系金属间化合物的当量圆直径可以通过对利用电解研磨进行了薄壁加工的样品进行TEM观察来确定。这里，当量圆直径是指当量圆直径。优选通过将TEM观察图像与SEM观察图像同样地制成二维图像并进行图像解析来求出接合前的当量圆直径。此外，为了算出体积密度，在TEM观察到的各视野中，使用EELS法等测定样品的膜厚。将TEM观察像制成二维图像并进行图像解析后，通过用通过EELS法测定的膜厚乘以二维图像的测定面积求出测定体积，算出体积密度。若样品的膜厚过厚，则在电子的透射方向上重叠的粒子数增多，难以进行正确的测定，因而对膜厚50nm～200nm的范围的部分进行观察是优选的。此外，Si系金属间化合物和Al系金属间化合物可以通过利用EDS等进行元素分析更准确地进行区别。

以上说明的、在Si、Fe浓度范围和金属组织方面具有特征的本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材能够通过在接合加热时其本身形成半熔融状态而供给液相而接合，同时，耐变形性也优异。

1-3.关于Si系金属间化合物

本发明涉及的铝合金材中，除了上述关于Al系金属间化合物的规定以外，关于Si系金属间化合物也进行了规定。本发明涉及的铝合金材中，具有5.0～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物在材料的截面中存在200个/mm²以下。这里，Si系金属间化合物是指(1)单质Si、和(2)在单质Si的一部分中含有Ca、P等元素的物质。此外，材料的截面是铝合金材的任意截面，例如可以是沿厚度方向的截面，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，优选采用沿厚度方向的截面。

1-3-1.关于Si系金属间化合物的面密度

这里，具有5.0μm～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物在加热时成为再结晶的核。因此，若Si系金属间化合物的面密度超过200个/mm²，则由于再结晶晶核多而结晶粒变得微细，接合加热中的耐变形性降低。若Si系金属间化合物的面密度为200个/mm²以下，则由于再结晶晶核的数量少而仅特定的结晶粒进行生长，可获得粗大的结晶粒，接合加热中的耐变形性提高。上述面密度优选为20个/mm²以下。其中，具有5.0μm～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物越少则耐变形性越高，因此，最优选上述面密度为0个/mm²。

1-3-2.关于Si系金属间化合物的当量圆直径

其中，将Si系金属间化合物的当量圆直径限定于5.0μm～10μm是由于以下的理由。虽然当量圆直径小于5.0μm的Si系金属间化合物是存在的，但难以作为再结晶的核发挥作用，因此排除在对象之外。此外，当量圆直径超过10μm的Si系金属间化合物成为制造时断裂的原因，难以进行制造。因此，具有如此大的当量圆直径的Si系金属间化合物在铝合金中是不存在的，所以将其也排除至对象之外。

此外，Si系金属间化合物的当量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，当量圆直径是指当量圆直径。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当量圆直径。可以由图像解析结果和测定面积算出面密度。此外，在SEM反射电子图像观察中，Si系金属间化合物和Al系金属间化合物也可以通过对比度的深浅来区别。此外，分散粒子的金属种类可以通过EPMA(X射线显微分析仪)等更准确地进行确定。

1-4.关于Si固溶量

此外，本发明涉及的铝合金材中，除了上述Al系金属间化合物和Si系金属间化合物的规定以外，还规定了Si固溶量。在通过MONOBRAZE法进行接合前，本发明涉及的铝合金材的Si固溶量优选为0.7％以下。其中，该Si固溶量是在20～30℃的室温下的测定值。如上所述，固溶Si在加热中固相扩散，有助于周围的液相的生长。若固溶Si量为0.7％以下，则因固溶Si的扩散而在晶界生成的液相量变少，能够抑制加热中的变形。另一方面，若固溶Si量超过0.7％，则进入在晶界生成的液相的Si增加。其结果是，在晶界生成的液相量增加而变得容易发生变形。更优选的固溶Si量为0.6％以下。其中，固溶Si量的下限值没有特别限定，根据铝合金的Si含量和制造方法而自然决定，在本发明中为0％。

1-5.关于第1选择添加元素

如上所述，为了提高接合加热中的耐变形性，本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材含有规定量的Si和Fe作为必需元素。而且，为了进一步提高强度，除了作为必需元素的Si和Fe以外，进一步添加规定量的选自Mn、Mg和Cu中的1种或2种以上作为第1选择添加元素。其中，当含有这样的第1选择添加元素时，关于Al系金属间化合物的体积密度和Si系金属间化合物的面密度也如上所述进行规定。

1-5-1.关于Mn

Mn是与Si、Fe一起形成Al-Mn-Si系、Al-Mn-Fe-Si系、Al-Mn-Fe系的金属间化合物而起分散强化作用、或者固溶于铝母相中而通过固溶强化来提高强度的重要的添加元素。若Mn添加量超过2.0％，则容易形成粗大金属间化合物，耐蚀性降低。另一方面，若Mn添加量低于0.05％，则上述效果不充分。因此，Mn添加量设为0.05～2.0％以下。优选的Mn添加量为0.1％～1.5％。

1-5-2.关于Mg

Mg在接合加热后由于Mg₂Si而发生时效硬化，利用该时效硬化实现强度的提高。Mg是以这种方式发挥提高强度的效果的添加元素。若Mg添加量超过2.0％，则与助焊剂反应而形成高熔点的化合物，因此接合性显著降低。另一方面，若Mg添加量低于0.05％，则上述效果不充分。因此，Mg添加量设为0.05～2.0％。优选的Mg添加量为0.1％～1.5％。

1-5-3.关于Cu

Cu是固溶于基质中而提高强度的添加元素。若Cu添加量超过1.5％，则耐蚀性降低。另一方面，若Cu添加量低于0.05％，则上述效果不充分。因此，Cu的添加量设为0.05～1.5％。优选的Cu添加量为0.1％～1.0％。

1-6.关于第2选择添加元素

本发明中，为了进一步提高耐蚀性，除了上述必需元素和/或第1选择添加元素以外，进一步添加规定量的选自Zn、In和Sn中的1种或2种以上作为第2选择添加元素。其中，当含有这样的第2选择添加元素时，关于Al系金属间化合物的体积密度和Si系金属间化合物的面密度也如上所述进行规定。

1-6-1.关于Zn

Zn的添加对于利用牺牲抗蚀作用提高耐蚀性是有效的。Zn在基质中大体均匀地固溶，若产生液相，则在液相中溶出，因而液相中的Zn变浓。若液相在表面渗出，则渗出的部分中的Zn浓度上升，因此，由于牺牲阳极作用，耐蚀性提高。此外，当将本发明的铝合金材应用于热交换器时，通过在翅片中使用本发明的铝合金材，还可以发挥防止管等的腐蚀的牺牲抗蚀作用。若Zn添加量超过6.0％，则腐蚀速度变快，自耐蚀性降低。因此，Zn添加量设为6.0％以下。优选的Zn添加量为0.05％～6.0％。

1-6-2.关于Sn、In

Sn和In实现发挥牺牲阳极作用的效果。若各自的添加量超过0.3％，则腐蚀速度变快，自耐蚀性降低。因此，Sn和In的添加量分别设为0.3％以下。优选的Sn和In的添加量分别为0.05％～0.3％。

1-7.关于第3选择添加元素

本发明中，为了进一步提高强度、耐蚀性，除了上述必需元素、第1选择添加元素和第2选择添加元素中的至少任一者以外，进一步添加规定量的选自Ti、V、Cr、Ni和Zr中的1种或2种以上作为第3选择添加元素。其中，当含有这样的第3选择添加元素时，关于Al系金属间化合物的体积密度和Si系金属间化合物的面密度也如上所述进行规定。

1-7-1.关于Ti、V

Ti和V除了在基质中固溶而提高强度以外，还具有层状分布而防止板厚方向的腐蚀的进行的效果。若各自的添加量超过0.3％，则产生粗大结晶物，妨碍成型性、耐蚀性。因此，Ti和V的添加量分别设为0.3％以下。优选的Ti和V的添加量分别为0.05％～0.3％。

1-7-2.关于Cr

Cr通过固溶强化而提高强度，此外通过Al-Cr系的金属间化合物的析出而在加热后的结晶粒粗大化中发挥作用。若添加量超过0.3％，则容易形成粗大的金属间化合物，塑性加工性降低。因此，Cr的添加量设为0.3％以下。优选的Cr的添加量为0.05％～0.3％。

1-7-3.关于Ni

Ni以金属间化合物的形式结晶或析出，通过分散强化发挥提高接合后的强度的效果。Ni的添加量设为2.0％以下的范围，优选在0.05％～2.0％的范围。若Ni的含量超过2.0％，则容易形成粗大的金属间化合物，使加工性降低，自耐蚀性也降低。

1-7-4.关于Zr

Zr以Al-Zr系的金属间化合物的形式析出，通过分散强化，发挥提高接合后的强度的效果。此外，Al-Zr系的金属间化合物在加热中的结晶粒粗大化中发挥作用。若添加量超过0.3％，则容易形成粗大的金属间化合物，塑性加工性降低。因此，Zr的添加量设为0.3％以下。优选的Zr的添加量为0.05％～0.3％。

1-8.关于第4选择添加元素

本发明涉及的铝合金材中，为了通过实现液相特性的改善而使接合性更好，除了上述必需元素和第1～3选择添加元素中的至少任一者以外，还可以进一步添加规定量的选自Be、Sr、Bi、Na和Ca中的1种或2种以上作为第4选择添加元素。其中，当含有这样的第4选择添加元素时，关于Al系金属间化合物的体积密度和Si系金属间化合物的面密度也如上所述进行规定。

作为这样的元素，根据需要添加1种或2种以上的下述元素：Be：0.1％以下、Sr：0.1％以下、Bi：0.1％以下、Na：0.1％以下和Ca：0.05％以下。其中，这些元素各自的优选的范围是，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来改善接合性。若这些微量元素低于上述优选的规定范围，则有时Si粒子的微细分散、液相的流动性提高等效果不充分。此外，若超过上述优选的规定范围，则产生耐蚀性降低等弊端。

1-9.Si、Fe、Mn的含量的关系

因此，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对于液相的生成的作用小，因此，接合性降低。因此，在本发明涉及的铝合金材中添加Fe和Mn时，优选关注Si、Fe、Mn的含量。具体而言，当将Si、Fe、Mn的含量(mass％)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。当S-0.3(F+M)低于1.2时，接合不充分。另一方面，当S-0.3(F+M)大于3.5时，接合前后形状容易发生变化。

1-10.关于材料的固相线和液相线

此外，本发明的生成液相的铝合金材优选为固相线温度与液相线温度之差为10℃以上的铝合金材。若超过固相线温度，则液相的生成开始，若固相线温度与液相线温度之差小，则固体和液体共存的温度范围变窄，难以对产生的液相的量进行控制。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，则越容易控制至适当的液相量。因此，固相线温度与液相线温度之差的上限没有特别限定。

1-11.通过MONOBRAZE法进行接合前的抗拉强度

此外，本发明涉及的铝合金材优选为通过MONOBRAZE法进行接合前的抗拉强度为80～250MPa的铝合金材。若该抗拉强度低于80MPa，则用于成型为制品的形状所需的强度不足，无法成型。若该抗拉强度超过250MPa，则成型后的形状保持性差，以接合体的形式组合时，与其他部件之间产生间隙，接合性恶化。其中，通过MONOBRAZE法进行的接合前的抗拉强度是指20～30℃的室温下的测定值。此外，通过MONOBRAZE法进行的接合前的抗拉强度(T0)与接合后的抗拉强度(T)之比(T/T0)优选在0.6～1.1的范围。当(T/T0)低于0.6时，材料的强度不足，有时会损害作为结构体的功能，若超过1.1，则在晶界的析出过剩，有时容易发生晶界腐蚀。

2.以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法

接下来，对本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法进行说明。本发明涉及的铝合金材使用连续铸造法来制造。连续铸造法中，由于凝固时的冷却速度快，因此难以形成粗大的结晶物，抑制了当量圆直径5.0μm～10μm的Si系金属间化合物的形成。其结果是，能够减少再结晶晶核的数量，因此仅特定的结晶粒进行生长，可获得粗大的结晶粒。此外，Mn、Fe等的固溶量变大，因此在之后的加工工序中促进了当量圆直径0.01μm～0.5μm的Al系金属间化合物的形成。以这种方式，通过形成获得了适当强度的钉扎效果和使晶粒内的固溶Si集中的效果的、当量圆直径0.01μm～0.5μm的Al系金属间化合物，仅有限的结晶粒进行生长，可获得粗大的结晶粒且晶界的液相生成受到抑制，耐变形性提高。

此外，连续铸造法中，由于当量圆直径0.01μm～0.5μm的Al系金属间化合物的形成，基质中的固溶Si量降低。其结果是，供给至接合加热中的晶界的固溶Si量进一步减少，晶界的液相生成受到抑制，耐变形性提高。

作为连续铸造法，只要是双辊式连续铸造轧制法、双带式连续铸造法等连续铸造板状铸块的方法就没有特别限定。双辊式连续铸造轧制法是由耐火材料制的熔融金属喷嘴(給湯ノズル)向一对水冷辊间供给铝熔融金属从而连续铸造轧制薄板的方法，已知亨特法、3C法等。此外，双带式连续铸造法是下述连续铸造方法：在上下相对并进行水冷的旋转带间注入熔融金属，从而利用来自带面的冷却使熔融金属凝固，制成板坯，由带的与注入侧相反的一侧将该板坯连续抽出并卷成卷状。

双辊式连续铸造轧制法中，铸造时的冷却速度比半连续铸造法快数倍～数百倍。例如，半连续铸造法时的冷却速度为0.5～20℃/秒，而双辊式连续铸造轧制法时的冷却速度为100～1000℃/秒。因此，具有铸造时生成的分散粒子比半连续铸造法更微细且更高密度地分布的特征。由此抑制了粗大的结晶物的产生，因此，接合加热中的结晶粒粗大化。此外，由于冷却速度快，能够使添加元素的固溶量增加。由此，由之后的热处理形成微细的析出物，能够有助于接合加热中的结晶粒粗大化。本发明中，优选将双辊式连续铸造轧制法时的冷却速度设为100～1000℃/秒。若低于100℃/秒，则难以得到目标金属组织，若超过1000℃/秒，则难以稳定地制造。

通过双辊式连续铸造轧制法进行铸造时，轧制板的速度优选为0.5～3m/分钟。铸造速度受冷却速度的影响。当铸造速度低于0.5m/分钟时，无法获得上述那样的充分的冷却速度，化合物变得粗大。此外，当超过3m/分钟时，铸造时，铝材无法在辊间充分凝固，无法获得正常的板状铸块。

通过双辊式连续铸造轧制法进行铸造时，熔融金属温度优选为650～800℃的范围内。熔融金属温度是位于熔融金属喷嘴正前方的流浆箱的温度。若熔融金属温度为低于650℃的温度，则熔融金属喷嘴内生成粗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。若熔融金属温度超过800℃，则铸造时，滤材无法在辊间充分凝固，无法获得正常的板状铸块。更优选的熔融金属温度为680～750℃。

通过双辊式连续铸造轧制法铸造的板状铸块的板厚优选为2mm～10mm。在该厚度范围内，板厚中央部的凝固速度也快，容易获得组织均匀的组织。若板厚低于2mm，则每单位时间通过铸造机的铝量少，难以在板宽度方向上稳定地供给熔融金属。另一方面，若板厚超过10mm，则难以用辊卷绕。更优选的板状铸块的板厚为4mm～8mm。

在将通过双辊式连续铸造轧制法铸造的板状铸块冷轧为最终板厚的工序中，以250～550℃在1～10小时的范围内进行退火。在铸造后的制造工序中，该退火可以在除最终冷轧以外的任何工序中进行，需要进行1次以上。其中，退火次数的上限优选为3次，更优选为2次。该退火是为了使材料软化从而容易在最终轧制中获得期望的材料强度而进行的，通过该退火，可以将材料中的金属间化合物的尺寸和密度、添加元素的固溶量调整至最合适。若退火温度低于250℃，则材料的软化不充分，因此硬焊加热前的TS变高。若硬焊加热前的TS高，则成型性差，因此核心尺寸恶化，结果，耐久性降低。另一方面，若以超过550℃的温度进行退火，则制造工序中进入材料的热量变得过多，因此，金属间化合物粗大且稀疏地分布。粗大且稀疏地分布的金属间化合物难以吸取固溶元素，难以降低材料中的固溶量。此外，若退火温度低于1小时，则上述效果不充分，若退火时间超过10小时，则由于上述效果已饱和，经济上是不利的。

此外，调质可以是O材也可以是H材。设为H1n材或H2n材时，最终冷轧率是重要的。最终冷轧率为50％以下，优选的最终冷轧率为5％～50％。若最终冷轧率超过50％，则加热时再结晶晶核大量产生，接合加热后的晶体粒径变得微细。其中，若最终冷轧率低于5％，则有时制造实质上变得困难。

2-1.双辊式连续铸造轧制法中金属间化合物密度的控制

通过上述双辊式连续铸造轧制法和之后的制造工序，能够使分散粒子比半连续铸造时更微细。然而，为了获得本发明涉及的铝合金材的金属组织，更精密地控制凝固时的冷却速度是重要的。本发明人等发现，上述冷却速度的控制能够通过铝覆层厚度的控制和利用轧制负荷进行的熔融金属液穴控制(溶湯内サンプ制御)来进行。

2-1-1.铝覆层厚度的控制

铝覆层是以铝和氧化铝为主成分的被摸。铸造中形成于辊表面的铝覆层改善辊表面与熔融金属的浸润，提高辊表面与熔融金属间的热传导。为了形成铝覆层，可以以500N/mm以上的轧制负荷对680～740℃的铝熔融金属实施双辊式连续铸造轧制，或者，也可以在双辊式连续铸造轧制开始前以压下率20％以上对加热至300℃以上的锻造材用铝合金板进行2次以上轧制。铝覆层形成中使用的铝熔融金属或铝合金板特别优选添加元素少的1000系合金，但也可以使用其他铝合金系来形成覆层。铸造中，铝覆层厚度经常会增加，因此将氮化硼或碳系脱模剂(石墨喷剂或者煤)以10μg/cm²的量涂布在辊表面上，抑制铝覆层的进一步形成。此外，也可以利用刷辊等以物理方式除去。

铝覆层厚度优选设为1～500μm。由此，熔融金属的冷却速度被调整至最合适，能够铸造具有接合加热时的耐变形性优异的金属间化合物密度和Si固溶量的铝合金。若铝覆层厚度小于1μm，则熔融金属与辊表面的浸润性差，因此，辊表面与熔融金属的接触面积变小。由此，辊表面与熔融金属的热传导性恶化，熔融金属的冷却速度降低。其结果是，金属间化合物粗大化，无法获得期望的金属间化合物密度。此外，若辊表面与熔融金属的浸润性差，则有时辊表面与熔融金属局部性地不相接触。这种情况下，铸块再熔解，溶质浓度高的熔融金属向铸块表面渗出，发生表面偏析，也有可能在铸块表面形成粗大的金属间化合物。另一方面，若铝覆层厚度超过500μm，则虽然辊表面与熔融金属的浸润性提高，但由于覆层过厚，辊表面与熔融金属间的热传导性显著恶化。其结果是，这种情况下熔融金属的冷却速度也会降低，因此，金属间化合物粗大化，无法获得期望的金属间化合物密度和Si固溶量。铝覆层厚度更优选为80～410μm。

2-1-2.利用轧制负荷进行的熔融金属液穴控制

关于连续铸造板的金属间化合物密度，优选通过控制本来凝固时的冷却速度来进行操作。其中，铸造中的冷却速度测定非常困难，需要利用能够在线测量的参数对金属间化合物密度进行控制。

如图1、2所示，双辊式连续铸造轧制法通过在上下相对配置的金属制冷却辊2A、2B和辊中心线3以及喷嘴头4的出口所围成的区域2内，介由耐火材料制的喷嘴头4注入铝合金的熔融金属1来实施。这里，连续铸造中的区域2大体分为轧制区域5和非轧制区域6。轧制区域5中的铝合金凝固完成而形成铸块，针对辊的下压产生辊分离力。另一方面，关于非轧制区域6中的铝合金，虽然辊附近的凝固已完成，但板厚中央部以未凝固的熔融金属的形式存在，因此不发生辊分离力。即使改变铸造条件，凝固开始点7的位置也几乎不会移动。因此，若通过加快铸造速度或提高熔融金属温度来如图1所示减小轧制区域5，则熔融金属液穴变深，结果，冷却速度降低。相反，若通过减缓铸造速度或降低熔融金属温度来如图2所示增大轧制区域5，则熔融金属液穴变浅，冷却速度加快。以这种方式，冷却速度可以通过轧制区域的增减，即作为辊分离力的垂直成分的轧制负荷8的测量来控制。其中，熔融金属液穴是铸造时的凝固部与未凝固部的固液界面，该界面深入轧制方向而形成谷形时，称为液穴深，相反，未进入轧制方向、形成接近平坦的界面时，称为液穴浅。

上述轧制负荷优选设为500～5000N/mm。若轧制负荷低于500N/mm，则如图1所示，为轧制区域4小、熔融金属液穴深的状况。由此，冷却速度变低，容易形成粗大的结晶物，难以形成微细的析出物。其结果是，接合加热中以粗大的结晶物为核的再结晶晶粒增加，结晶粒变得微细，因此变得容易变形。此外，由于微细的析出物变得稀疏，无法获得适当的钉扎效果，Si固溶量也变多，因此在接合加热中，在晶界生成的液相增加，变得容易变形。进而，溶质原子在板厚中央部集中，成为发生中心线偏析的因素。

另一方面，若轧制负荷超过5000N/mm，则如图2所示，为轧制区域5大、熔融金属液穴浅的状况。由此，冷却速度变得过高，Al系金属间化合物分布过密。其结果是，在接合加热中过度发挥钉扎效果，结晶粒微细，变得容易变形。此外，从辊表面的散热量大，因此，凝固进行至不与辊表面接触的熔融金属(半月部9)。因此，铸造中的熔融金属供给不充分，波纹变深，产生铸块表面的表面缺陷。该表面缺陷可以成为轧制时断裂的起点。

2-2.轧制负荷的测定方法

双辊式连续铸造轧制法中，在铸造中铸块产生将辊向上推的力，并且铸造前至铸造中产生施加于上下辊间的一定的力。这两种力之和作为与辊中心线平行的成分可以利用油压式汽缸来测量。因此，轧制负荷通过将铸造开始前与铸造中的汽缸压的增加比例转换为力并除以铸造板的宽度来求出。例如，汽缸数为2个、汽缸径为600mm、1个汽缸压的增加为4MPa、铸造中轧制板的宽度为1500mm时，根据下述算式，板状铸块的每单位宽度的轧制负荷为1508N/mm。

4×300²×π÷1500×2＝1508N/mm

3.使用了以单层具有加热接合功能的铝合金材的铝接合体

接下来，对本发明涉及的铝接合体进行描述。本发明中，不使用钎料，利用利用了铝合金材本身发挥的接合能力的MONOBRAZE法来制造铝接合体。本发明中，铝接合体是两个以上的部件接合而成的接合体，构成该接合体的部件中的至少一个部件由本发明涉及的铝合金材形成。其他部件可以是本发明涉及的铝合金材，也可以是其他铝合金材或纯铝材。本发明涉及的铝接合体的制造方法是，以本发明涉及的铝合金材为两个以上的部件中的至少一个被接合部件，与其他被接合部件组合后，进行加热处理使这些被接合部件接合。例如，考虑作为热交换器的翅片材料的应用时，翅片材料本身的变形是个很大的课题。因此，对MONOBRAZE法的接合条件进行管理也是重要的。具体而言，以下述温度加热所需的时间以至接合：所述温度在本发明涉及的铝合金材内部生成液相的固相线温度以上液相线温度以下，且是该铝合金材中生成液相而强度降低、无法维持形状的温度以下的温度。

作为进一步具体的加热条件，需要以该铝合金材内生成的液相相对于铝合金材的总质量的质量之比(以下记为液相率)超过0％且为35％以下的温度进行接合。若未生成液相则无法接合，因而液相率需要多于0％。然而，若液相少则有时难以接合，因此优选使液相率为5％以上。若液相率超过35％，则生成的液相的量过多，接合加热时铝合金材会大幅变形，无法保持形状。更优选的液相率为5～30％，进一步优选的液相率为10～20％。

此外，为了使液相充分填充于被接合部件间，优选考虑其填充时间，液相率为5％以上的时间为30～3600秒是优选的。更优选液相率为5％以上的时间为60～1800秒，由此，进行了更充分的填充，形成确实的接合。若液相率为5％以上的时间低于30秒，则有时液相无法在接合部充分填充。另一方面，若超过3600秒，则有时会发生铝材的变形。此外，本发明的接合方法中，液相仅在极为接近接合部的位置移动，因而该填充所需的时间并不依赖于接合部的大小。

作为优选的加热条件的具体例子，当为本发明涉及的上述铝合金材时，以580℃～640℃为接合温度、将接合温度下的保持时间设为0～10分钟左右即可。这里，0分钟的意思是，在部件的温度达到规定的接合温度后立即开始冷却。上述保持时间更优选为30秒至5分钟。关于接合温度，例如，在Si量为1～1.5％左右时将接合加热温度提高至610～640℃是优选的。而当Si量为4～5％左右时，将接合加热温度设定为低至580～590℃为好。此外，为了使接合部的金属组织为后述的优选状态，可以根据组成对加热条件进行调整。

此外，测定加热中的实际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由合金组成和最高到达温度利用杠杆原理(leverrule)求出。状态图已经明确的合金系中，可以使用该状态图利用杠杆原理求出液相率。另一方面，对于平衡状态图尚未公开的合金系，可以利用平衡计算状态图软件求出液相率。平衡计算状态图软件中整合有使用合金组成和温度利用杠杆原理求出液相率的方法。平衡计算状态图软件有Thermo-Calc；Thermo-CalcSoftwareAB公司制等。平衡状态图明确的合金系中，使用平衡计算状态图软件计算液相率与由平衡状态图利用杠杆原理求出液相率的结果为同样的结果，因而为了简便化，可以利用平衡计算状态图软件。

此外，加热处理中的加热气氛优选为经氮气、氩气等置换的非氧化性气氛等。此外，通过使用非腐蚀性助焊剂，可以获得更好的接合性。进而，还可以在真空中、减压下进行加热而接合。

涂布上述非腐蚀性助焊剂的方法中，有组装被接合部件后撒上助焊剂粉末的方法、将助焊剂粉末悬浮于水中而进行喷涂的方法等。提前涂布在素材上的情况下，若在助焊剂粉末中混合丙烯酸树脂等粘合剂并涂布，则能够提高涂布的密合性。作为通常为了获得助焊剂的功能而使用的非腐蚀性助焊剂，可以列举KAlF₄、K₂AlF₅、K₂AlF₅·H₂O、K₃AlF₆、AlF₃、KZnF₃、K₂SiF₆等氟化物系助焊剂、Cs₃AlF₆、CsAlF₄·2H₂O、Cs₂AlF₅·H₂O等铯系助焊剂。

本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材可以通过上述那样的加热处理和加热气氛的控制而良好地接合。其中，尤其在接合时的液相率变大的情况下，上述铝合金材内产生的应力限定为较小的应力则能够维持良好的形状。在优选以这种方式对铝合金材内的应力进行考虑的情况下，当将该铝合金材内产生的应力中的最大值设为P(kPa)、液相率设为V(％)时，若满足P≦460-12V的条件，则可获得非常稳定的接合。该式的右边(460-12V)所示的值是极限应力，若对铝合金材施加超过该值的应力，则有可能发生大的变形。铝合金材中产生的应力由形状和负荷求出。例如可以使用构造计算程序等进行计算。

进而，与接合部的压力同样，接合部的表面形态也对接合性产生影响，两个面平滑则可获得更稳定的接合。本发明中，当由接合前的成对的被接合部件双方的接合面的表面凹凸求出的算数平均波动Wa1和Wa2之和满足Wa1+Wa2≦10(μm)时，可获得更充分的接合。此外，算数平均波动Wa1、Wa2是由JISB0633规定的，设定波长在25～2500μm的之间时为凹凸那样的截止值，由利用激光显微镜、共聚焦显微镜测定的波动曲线求出。

4.关于加热接合后铝合金材的金属组织中的晶体粒径

本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材优选为通过MONOBRAZE法加热接合后晶体粒径为100μm以上的铝合金材。加热时晶界部分熔融，因此，若结晶粒小，则容易在晶界发生结晶粒彼此的错位，发生变形。加热中结晶粒的观察极为困难，因此，通过加热后的晶体粒径来判断。若加热后的结晶粒小于100μm，则接合时材料变得容易变形。其中，上述晶体粒径的上限值没有特别限定，依赖于铝合金材的制造条件和MONOBRAZE法的接合条件，本发明中为1500μm。其中，结晶粒的测定基于ASTME112-96的结晶粒测定法作为平均晶体粒径而算出。

实施例

以下基于实施例和比较例详细地对本发明进行说明。

第1实施方式：首先，使用成分为表1～3的A1～A67的试验材。这些表中，合金组成的“-”表示为检测极限以下，“剩余部分”包含不可避免的杂质。使用上述试验材，通过双辊式连续铸造轧制法(CC)制造铸造铸块。通过双辊式连续铸造轧制法进行铸造时，熔融金属温度为650～800℃，铸造速度如表4～6所示进行各种变更。其中，关于冷却速度，虽然直接测定是困难的，但是，如上所述，可以认为通过铝覆层厚度的控制和利用轧制负荷进行的熔融金属液穴控制而在300～700℃/秒的范围内。通过这样的铸造工序，得到宽度130mm、长度20000mm、厚度7mm的铸造铸块。接下来，将得到的板状铸块冷轧至0.7mm，420℃×2小时的中间退火后，冷轧至0.071mm，350℃×3小时的第二次退火之后，以最终冷轧率30％轧制至0.050mm，制成供试材。此外，供试材的算数平均波动Wa约为0.5μm。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

铸造时，在熔融金属温度680℃～750℃时投入结晶粒微细化剂。此时，对于流经连接熔融金属保持炉与流浆箱(其位于熔融金属喷嘴正前方)之间的槽的熔融金属，使用线状的结晶粒微细化剂杆，以一定速度连续投入。结晶粒微细化剂使用Al-5Ti-1B合金，以按B量换算计成为0.002％的方式对添加量进行调整。

此外，成分为表2、3的A44、48、50、51、54的试验材使用半连续铸造法(DC)按100mm×300mm的尺寸铸造。铸造速度设为30mm/分钟，冷却速度设为1℃/秒。对通过半连续铸造法铸造的铸块进行机械切削(面削)后，加热至500℃，热轧至3mm厚。之后，使轧制板冷轧至0.070mm，380℃×2小时的中间退火后，进一步以最终冷轧率30％轧制至0.050mm，制成试验材。

对于这些试验材，进行制造过程中的制造性的评价。制造性的评价方法是，制造板材或板坯时，将制造过程中不发生问题而获得完好的板材、板坯的情况设为○，将铸造时发生断裂的情况、由于铸造时产生巨大的金属间化合物的原因而难以轧制、制造性存在问题的情况设为×。

此外，制造的板材(素板)中Al系金属间化合物的体积密度通过对沿板厚方向的截面的TEM观察来测定。TEM观察用样品用电解蚀刻制成。TEM观察时，通过EELS测定求出膜厚，选择膜厚平均为50～200μm的视野进行观察。Si系金属间化合物和Al系金属间化合物可以通过利用STEM-EDS进行面扫描来区别。观察是对各样品以100000倍分别进行10个视野，通过对各TEM照片进行图像解析，测定当量圆直径0.01μm～0.5μm的Al系金属间化合物的数量。用平均膜厚乘以该图像的测定面积作为测定体积，算出体积密度。

此外，制造的板材(素板)中Si系金属间化合物的面密度通过对沿板厚方向的截面进行SEM观察来测定。Si系金属间化合物和Al系金属间化合物(Al-Fe-Mn-Si系金属间化合物)用SEM反射电子图像观察和SEM二次电子图像观察来区别。反射电子图像观察中，白色的对比度强的化合物是Al系金属间化合物，白色的对比度弱的化合物是Si系金属间化合物。Si系金属间化合物的对比度弱，因此，有时微细的粒子等的辨别是难得的运气。这种情况下，对表面研磨后用胶体二氧化硅系悬浊液蚀刻10秒左右的样品进行SEM二次电子图像观察。黑色的对比度强的粒子是Si系金属间化合物。观察是对各样品分别进行5个视野，通过对各视野的SEM照片进行图像解析，调查样品中当量圆直径5.0μm～10μm的Si系金属间化合物的面密度。

接下来，将各试验材如图3所示成型为宽度16mm、峰高7mm、间隔2.5mm的翅片材料。将其与将组成为表3的B1的结合材经板厚0.4mm的电阻焊加工(電縫加工)而成的管材组合，组装入不锈钢制的夹具，制作图3所示的三层试验片(微型芯)。

而且，将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系助焊剂的10％悬浊液中浸渍，干燥后，在氮气气氛中以表4～6所示的接合加热条件加热，使翅片材料与管材接合。此外，关于实施例16，未涂布助焊剂，在真空中加热而接合。此外，接合时的各温度下的保持时间设为30～3600秒。其中，为该微型芯的情况下，由于不锈钢夹具与铝材的热膨胀率之差，接合加热时，不锈钢夹具与微型芯之间产生约4N的压缩负荷，若由接合面积计算，则翅片与管的接合面产生约10kPa的应力。

使翅片材料与管材接合后，将翅片从管剥下，对微型芯的管与翅片的接合部的40个位置进行调查，测定完全接合的位置的比率(接合率)。而且，将接合率为90％以上判定为◎、为80％以上且低于90％判定为○、为70％以上且低于80％判定为△、低于70％判定为×。

此外，测定接合前后微型芯的翅片高度，对因翅片屈曲导致的变形率进行评价。即，将相对于接合前的翅片高度，接合后翅片高度变化(减少)的比例为3％以下判定为◎、超过3％且为5％以下判定为○、超过5％且为8％以下判定为△、超过8％判定为×。

本实施方式中，进行通过MONOBRAZE法进行的接合前后的材料的拉伸试验。拉伸试验是，对于各样品，在拉伸速度10mm/min、标距长度50mm的条件下，根据JISZ2241，在20～30℃的室温下实施。其中，通过MONOBRAZE法接合后的拉伸试验是，将以与微型芯同等的MONOBRAZE法的接合加热条件加热的样品冷却至上述室温，在24小时以内进行评价。

本实施方式中，测定通过MONOBRAZE法接合后的材料的金属组织中的晶体粒径。测定方法通过基于ASTME112-96的方法进行。首先，将本发明样品的单板以与微型芯同等的接合加热条件加热后，对L-LT截面进行研磨，通过阳极氧化法进行表面处理，从而使得结晶粒组织容易观察。利用光学显微镜观察本发明样品的结晶粒组织，将ASTM规定的结晶粒组织的标准图像与本发明样品的截面图像进行比对，采用与本发明样品的截面图像最相似的结晶粒组织的标准图像的晶体粒径。

对于以上的各试验材，将铸造方法、铸造速度、制造性评价、Al系金属间化合物的体积密度、Si系金属间化合物的面密度、接合加热条件、接合前后的拉伸试验评价、接合后的晶体粒径、接合率和变形率示于表4～6。其中，接合加热条件中的平衡液相率是利用平衡状态图计算软件得到的计算值。

由表4、5可见，铝合金材的组成具备本发明所规定的条件的铝合金材的制造性良好。另一方面，如表6所示，合金组成A55、A60～A64的加工中，由于合金组成不在规定范围内，因此，铸造时生成巨大的金属间化合物，无法轧制至最终板厚。

接下来，关于接合试验结果，对关于微型芯的各样品的评价结果与翅片材料的铝合金材的组成(表1～3)进行对比。铝合金材的组成具备本发明所规定的条件的供试材(实施例1～40)的接合率、翅片屈曲、抗拉强度中任一项均合格。此外，实施例12～26是由进一步添加有Mg、Cu、Mn、Ni、Ti、V、Zr、Cr作为添加元素的合金形成的供试材，它们的变形率的评价变得更为良好，确认到这些添加元素具有提高强度的效果。

另一方面，比较例1中，Si成分低于规定量，因此，即使将接合加热温度设为较高温度，液相的生成率也会变低，接合率变低而接合性不合格。

比较例2中，Si成分超过规定量，因此，即使将接合加热温度设为较低温度，液相的生成率也会变高，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例3中，虽然Si、Fe和Mn各成分均在规定量范围内，但是Al系金属间化合物的体积密度低于规定，加热后的结晶粒变小，此外由于生成液相的核少而促进了晶界处的液相生成，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例4中，Fe和Mn成分均超过了规定量，因此，制造性有问题，无法评价。

比较例5中，Fe成分低于规定量，因此，Al系金属间化合物的体积密度低于规定的密度，加热后的晶体粒径变小，此外由于生成液相的核少而促进了晶界处的液相生成，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例6中，虽然Si、Fe、Mn成分均在规定量范围内，但是Al系金属间化合物的体积密度超过了规定，此外由于液相生成的核过多而与晶界接触的液相增加，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例7中，虽然Si和Fe成分均在规定量范围内，但是Al系金属间化合物的体积密度低于规定的密度，加热后的晶体粒径变小，此外由于生成液相的核少而促进了晶界处的液相生成，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例8中，虽然Si和Fe的成分均在规定量范围内，但是Si系金属间化合物的面密度超过规定，Al系金属间化合物的体积密度低于规定，加热后的结晶粒变小，此外由于生成液相的核少而促进了晶界处的液相生成，翅片屈曲而变形率不合格。

比较例9中，Mg的含量超过了规定，因此，接合加热时助焊剂未有效地发挥作用，接合性降低，接合率的评价不合格。

比较例10中，Ni的含量超过了规定，因此制造性有问题，无法评价。

比较例11中，Ti的含量超过了规定，因此制造性有问题，无法评价。

比较例12中，V的含量超过了规定，因此制造性有问题，无法评价。

比较例13中，Zr的含量超过了规定，因此制造性有问题，无法评价。

比较例14中，Cr的含量超过了规定，因此制造性有问题，无法评价。

第2实施方式：这里，对于添加元素对耐蚀性的影响进行了研究。如表7所示，选择通过第1实施方式制造的材料，成型为与第1实施方式同样的翅片。而且，与第1实施方式同样操作，制作三层试验片(微型芯)(图3)。将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系助焊剂的10％悬浊液中浸渍，干燥后，在氮气气氛中加热至表7所示的各种接合加热温度，保持3分钟的保持时间，使翅片与管接合。

[表7]

而且，与第1实施方式同样操作，评价接合率和变形率。进一步与第1实施方式同样操作，测定Al系金属间化合物的体积密度、Si系金属间化合物的面密度和接合加热后的晶体粒径。将这些评价结果和测定结果示于表7。

进而，为了进行翅片本身的耐蚀性评价，进行500小时的CASS试验，确认翅片的腐蚀状态。在利用光学显微镜进行的截面观察中，将翅片残留70％以上判定为◎，将翅片残留50％以上且低于70％判定为○，将翅片残留30％以上且低于50％判定为△，将翅片残留低于30％判定为×。将以上的评价结果示于表7。

该实施方式中的实施例41～54中，以添加有Zn、Cu、Mn、In、Sn、Ti、V作为添加元素的铝合金作为供试材。从表7可见，这些实施例与实施例41的未添加Zn等的铝合金相比耐蚀性的提高，确认了这些添加元素的有用性。

另一方面，比较例15中，Cu的含量超过了规定，因此自耐蚀性降低，耐蚀性的评价为不合格。

比较例16中，Zn的含量超过了规定，因此腐蚀速度显著加快，耐蚀性的评价为不合格。

比较例17中，In的含量超过了规定，因此腐蚀速度显著加快，耐蚀性的评价为不合格。

比较例18中，Sn的含量超过了规定，因此腐蚀速度显著加快，耐蚀性的评价为不合格。

第3实施方式：这里，对根据制造工序对金属组织进行的控制进行研究。由通过第1实施方式制造的材料选择组成No.A3，如表8所示，通过各种制造工序制造最终板厚0.05mm的翅片材料。测定各材料的素板的Si系金属间化合物的面密度、Al系金属间化合物的面密度、Si固溶量。将结果示于表9。其中，该实施方式中，对于当量圆直径低于5μm和超过10μm的Si金属间化合物的面密度以及当量圆直径超过0.5μm的Al金属间化合物的体积密度一并进行测定。其结果也示于表9。

[表8]

[表9]

接下来，成型为与第1实施方式同样的翅片。而且，与第1实施方式同样操作，制作三层试验片(微型芯)(图3)。将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系助焊剂的10％悬浊液中浸渍，干燥后，在氮气气氛中加热至600℃，保持3分钟的保持时间使翅片与管接合。接合加热后的晶体粒径的测定以及接合性和变形性的评价与第1实施方式同样地进行。将结果示于表9。

如表8、9所示，实施例55～68中，制造工序恰当，因此，最终的板中，获得了本发明中规定的Si系金属间化合物密度、Al系金属间化合物密度和Si固溶量，接合率和变形率满足基准，合格。

比较例19中，铸造时的轧制负荷过小，因此，冷却速度变慢，最终的板中，当量圆直径5～10μm的Si系金属间化合物的面密度超过规定，加热后的晶体粒径变小，变形率的评价不合格。

比较例20中，轧制负荷过大，因此，熔融金属供给不充分，铸造时发生断裂，无法制造。

比较例21中，铸造时的辊涂厚度为零，因此，冷却速度变慢，最终的板中，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度低于规定，加热后的晶体粒径变小，此外，Si固溶量超过了规定，因此变形率不合格。

比较例22中，铸造时的辊涂厚度过厚，因此，冷却速度变慢，最终的板中，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度低于规定，加热后的晶体粒径变小，此外，Si固溶量超过了规定，因此变形率不合格。

比较例23中，第一次的退火温度低、当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度超过规定，变形率不合格。

比较例24中，第一次的退火温度高，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度低于规定，此外，Si固溶量超过了规定，因此变形率不合格。

比较例25中，第一次的退火时间短，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度超过规定，变形率不合格。

比较例26中，第一次的退火时间长，当量圆直径0.01～0.5μm的Al系金属间化合物的体积密度低于规定，此外，Si固溶量超过了规定，因此变形率不合格。

产业可利用性

本发明涉及的以单层具有加热接合功能的铝合金材例如作为热交换器的翅片材料特别有用，能够不使用钎料、填充材料那样的接合部件地与热交换器的其他部件接合，能够有效地制造热交换器。当通过MONOBRAZE法对本发明涉及的铝合金材进行加热接合时，几乎不发生尺寸、形状的变化。本发明涉及的铝合金材和使用其的接合体能够实现工业上显著的效果。

符号说明

1···铝合金的熔融金属

2···区域

2A···辊

2B···辊

3···辊中心线3

4···喷嘴头

5···轧制区域

6···非轧制区域

7···凝固开始点

8···轧制负荷

9···半月部

Claims (11)

1.一种以单层具有加热接合功能的铝合金材，其特征在于，

由铝合金形成，该铝合金含有Si：1.0～5.0mass％、Fe：0.01～2.0mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，所述铝合金材中具有0.01～0.5μm的当量圆直径的Al系金属间化合物以10～1×10⁴个/μm³存在，具有5.0～10μm的当量圆直径的Si系金属间化合物以200个/mm²以下存在。

2.根据权利要求1所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其中，所述铝合金中所含的固溶Si量为0.7％以下。

3.根据权利要求1或2所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其中，所述铝合金进一步含有选自Mg：0.05～2.0mass％、Cu：0.05～1.5mass％和Mn：0.05～2.0mass％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其中，所述铝合金进一步含有选自Zn：6.0mass％以下、In：0.3mass％以下和Sn：0.3mass％以下中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其中，所述铝合金进一步含有选自Ti：0.3mass％以下、V：0.3mass％以下、Cr：0.3mass％以下、Ni：2.0mass％以下和Zr：0.3mass％以下中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其中，所述铝合金进一步含有选自Be：0.1mass％以下、Sr：0.1mass％以下、Bi：0.1mass％以下、Na：0.1mass％以下和Ca：0.05mass％以下中的1种或2种以上。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材，其加热接合前的抗拉强度为80～250MPa。

8.一种以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法，其特征在于，

其为权利要求1～7中任一项所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法，包括下述工序：对所述铝合金材用铝合金进行双辊式连续铸造轧制的铸造工序、对轧制板进行冷轧的2次以上的冷轧工序以及在冷轧工序中对轧制板进行1次以上退火的退火工序；全部退火工序中的退火条件为以250～550℃的温度退火1～10小时，最终冷轧阶段的压下率为50％以下。

9.根据权利要求8所述的以单层具有加热接合功能的铝合金材的制造方法，所述铸造工序的双辊式连续铸造轧制中，在轧制板的以铝和氧化铝为主成分且厚度1～500μm的被膜附着于双辊表面的状态下进行轧制，每1mm轧制板宽度的轧制负荷为500～5000N。

10.一种铝接合体，其特征在于，通过使两个以上的铝部件加热接合而制造，所述两个以上的铝部件中的至少一个使用权利要求1～7中任一项所述的铝合金材。

11.根据权利要求10所述的铝接合体，其中，在加热接合后，所述两个以上的部件中的至少一个所用的所述铝合金材的金属组织中，晶体粒径为100μm以上。