CN105934527A

CN105934527A - 铝合金材料及其制造方法以及铝合金复合材料及其制造方法

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Publication number: CN105934527A
Application number: CN201580004910.XA
Authority: CN
Inventors: 成田涉; 福元敦志
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2014-01-16
Filing date: 2015-01-09
Publication date: 2016-09-07
Anticipated expiration: 2035-01-09
Also published as: CN105934527B; JPWO2015107982A1; EP3095885B9; JP6492017B2; US20160326614A1; EP3095885B1; EP3095885A4; EP3095885A1; US11136652B2; WO2015107982A1

Abstract

本发明提供一种铝合金材料及其制造方法，该铝合金材料能够在600℃左右的温度下进行钎焊，强度高且耐腐蚀性优异。本发明的铝合金材料含有Si：不足0.2质量％、Fe：0.1质量％～0.3质量％、Cu：1.0质量％～2.5质量％、Mn：1.0质量％～1.6质量％以及Mg：0.1质量％～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，并且，当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下。

Description

铝合金材料及其制造方法以及铝合金复合材料及其制造方法

技术领域

本发明涉及作为汽车等的换热器的构成构件使用的铝合金材料及其制造方法，以及铝合金复合材料及其制造方法。

背景技术

如图1所示，散热器等换热器例如具有在形成为扁平状的多根管1之间配置有加工成波纹状的薄壁散热片2的构造。管1和散热片2一体形成。管1的两端分别向由集管3和箱4形成的空间开口。在换热器中，经由管1将高温的制冷剂自一箱侧的空间送往另一箱侧的空间，并使通过管1和散热片2进行热交换而变为低温的制冷剂循环。

这样的换热器的管通常使用具有芯材、内衬材料和钎料的硬钎焊薄板(Brazing Sheet)。作为芯材，例如使用JIS3003(Al－0.15wt％Cu－1.1wt％Mn)合金，在芯材的内侧即始终与制冷剂接触的一侧使用JIS7072(Al－1wt％Zn)合金作为内衬材料，在芯材的外侧通常使用JIS4045(Al－10wt％Si)合金等作为钎料。管通过钎焊一体接合于加工成波纹状的散热片等其他构件。作为钎焊法，可举出钎剂钎焊法、使用非腐蚀性钎剂的NOCOLOK钎焊法等，钎焊通过将各构件加热到600℃左右的温度来进行。

然而，近年来，换热器向轻量、小型化的方向发展，为此，期望材料薄壁化。但是，在利用现有方法进行薄壁化时，产生了很多问题。例如，对于构成制冷剂通路的构件(管、集管等)，导致外部耐腐蚀性变差。此外，对于散热片，除了在钎焊时发生压曲之外，还会因钎料的扩散而产生熔融。当散热片发生压曲时，通风阻力的增加导致换热器的热效率下降，这是公知的。

除了要消除上述问题，还需要特别提高管的强度。以往所采用的设计构思主要是利用Mg₂Si的时效析出来强化材料。因此，为了高强度化，采用增加芯材中的Si、Mg的含量的方法。但是，当增加Si的含量时，会导致芯材的熔点大幅降低。因此，由于要在600℃左右的温度进行钎焊，所以不期望大幅增加Si的含量，因此，管的高强度化也处于停滞不前的现状。

对此，在专利文献1中，公开了一种铝合金硬钎焊薄板，其包覆了由含有Cu的铝合金形成的钎料作为复合层。通过使用含有Cu的铝合金作为钎料，使得钎料的熔点降低，使钎焊温度变为570℃～585℃的低温，这样一来就可以增加芯材中的Si、Cu的含量，从而能够实现管的高强度化。当向钎料中添加Cu时，钎料的电位升高，可能导致芯材优先被腐蚀。对此，通过向钎料中添加能使Zn等的电位降低的元素来进行应对。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平7－207393号公报

发明内容

然而，在专利文献1的铝合金硬钎焊薄板中，未规定芯材的化合物的存在状态。因此，在钎焊加热后，Si和Cu的固溶量可能会降低。由此，钎焊加热后的时效强化得不到有效发挥，强度也会降低。

本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于，提供一种能够在600℃左右的温度下进行钎焊、且强度高、耐腐蚀性优异的铝合金材料及其制造方法，以及铝合金复合材料及其制造方法。

本发明人对上述课题进行了研究，结果发现，作为材料的设计思想，如果通过控制组织而最大限度地利用Al₂CuMg的时效析出，则能够在抑制芯材的熔点降低的情况下，获得更高强度的铝合金材料。

本发明的铝合金材料其特征在于，含有Si：不足0.2mass％、Fe：0.1mass％～0.3mass％、Cu：1.0mass％～2.5mass％、Mn：1.0mass％～1.6mass％以及Mg：0.1mass％～1.0mass％，余量由Al和不可避免的杂质构成，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，且当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下。

优选的是，本发明的铝合金材料还含有Ti：0.05mass％～0.2mass％、Zr：0.05mass％～0.2mass％、V：0.05mass％～0.2mass％以及Cr：0.05mass％～0.2mass％中的1种或2种以上。

本发明的铝合金复合材料的特征在于，在所述芯材的一面具有钎料或牺牲阳极材料。

本发明的铝合金复合材料其特征在于，在所述芯材的一面具有钎料，在所述芯材的另一面具有牺牲阳极材料。

更优选的是，所述钎料为含有Si：7.0mass％～12.0mass％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si系合金。

优选的是，所述钎料优选为含有Si：7.0mass％～12.0mass％以及Cu：1.0mass％～2.5mass％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si－Cu系合金。

更优选的是，所述钎料为含有Si：7.0mass％～12.0mass％、Cu：1.0mass％～2.5mass％以及Zn：0.1mass％～3.0mass％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si－Cu－Zn系合金。

本发明的铝合金材料的制造方法其特征在于，该制造方法包括铸造铝合金的铸造工序、加热铸锭的加热工序以及对加热后的铸锭进行热轧处理和冷轧处理的轧制工序，在所述加热工序中，在420℃～550℃下进行加热处理，在所述加热工序之后，在320℃～400℃下的保持时间为6分钟以下。

优选的是，在所述铸造工序之后，还包括在400℃～550℃下对铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。

优选的是，在所述轧制工序过程中和所述轧制工序之后的至少一个时段，还包括在200℃～320℃下进行退火处理的退火工序。

本发明的铝合金复合材料的制造方法的特征在于，该制造方法包括：铸造工序，分别铸造作为所述芯材的铝合金材料、以及作为所述钎料和所述牺牲阳极材料的铝合金材料中的至少一种；热轧工序，对铸造后的钎料用铸锭和牺牲阳极材料用铸锭中的至少一种铸锭进行热轧直至达到规定的厚度；组合工序，将热轧后的钎料和热轧后的牺牲阳极材料中的至少一种与芯材用铸锭组合而做成夹层材料；加热工序，对所述夹层材料进行加热；热轧复合工序，对所述夹层材料进行热轧复合；以及冷轧工序，对热轧复合后的夹层材料进行冷轧处理，在所述组合工序中，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热轧后的钎料或所述热轧后的牺牲阳极材料；或者，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热轧后的钎料，在所述芯材用铸锭的另一面组合所述热轧后的牺牲阳极材料，在所述加热工序中，在420℃～550℃下进行加热处理，在所述加热工序之后，320℃～400℃下的保持时间为6分钟以下。

优选的是，在铸造作为所述芯材的铝合金材料的铸造工序之后，还包括在400℃～550℃下对铸造后的芯材用铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。

优选的是，在所述冷轧工序过程中和所述冷轧工序之后的至少一者，还包括在200℃～320℃下进行退火处理的退火工序。

本发明的铝合金材料具有高强度，成形性优异。此外，由于本发明的铝合金材料熔点高，因此，以该铝合金材料为芯材的铝复合材料能够在600℃左右的温度下进行钎焊。

附图说明

图1是表示现有的换热器的一部分的分解立体图。

具体实施方式

以下，具体说明用于实施本发明的方式(以下称为本实施方式。)。另外，将“mass％(质量％)”简记为“％”。

(铝合金材料的组成)

在现有的铝合金材料中，利用Mg₂Si的时效析出实现了材料的强化。但是，当Si的含量多时，铝合金材料的熔点会大幅降低，因此，考虑到要在600℃左右的温度下进行钎焊，不期望为了材料的进一步强化而增加Si的含量。因此，本发明人发现了通过利用Al₂CuMg的时效析出来获得高强度的材料。Cu也与Si同样具有使铝合金材料的熔点降低的作用，但其影响不像Si那么大。Cu的含量即使较多，在熔点方面，也能够在600℃左右的温度下进行钎焊。因此，设计了抑制Si的含量，而增加Cu的含量的材料。

此外，为了利用Al₂CuMg的时效析出，优选的是，增加钎焊加热后的Cu的固溶量。因此，为了增加钎焊加热后的Cu的固溶量，要抑制当量圆直径为0.1μm以上的粗大Al₂Cu的析出。此外，为了进一步更有效地利用Al₂CuMg的时效析出，需要减少铝合金中的位错环的数量。Al－Mn系化合物具有在与母相的界面处消除淬火过剩空位的作用，因此，具有减少位错环数量的效果。因此，促进了当量圆直径为0.1μm以上的粗大的Al－Mn系化合物的析出。

本发明的铝合金材料含有Si：不足0.2％、Fe：0.1％～0.3％、Cu：1.0％～2.5％、Mn：1.0％～1.6％以及Mg：0.1％～1.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成。此外，也可以含有Ti：0.05％～0.2％、Zr：0.05％～0.2％、V：0.05％～0.2％以及Cr：0.05％～0.2％中的1种或2种以上。

Si通常作为不可避免的杂质混入到母合金中。Si固溶于铝母相中，利用固溶强化而提高材料的强度。此外，Si形成金属间化合物，利用析出强化而提高材料的强度。但是，在同时存在大量的Cu的情况下，析出单体Si、Al－Cu－Si系化合物。当Si的含量达到0.2％以上时，这些金属间化合物会在晶界处析出而引发晶界腐蚀，使耐腐蚀性下降。此外，可能会导致铝合金材料的熔点降低。因此，Si的含量不足0.2％，优选不足0.1％。

Fe在铝合金中与Mn形成金属间化合物。该金属间化合物结晶、析出，利用弥散强化而提高材料的强度。当Fe的含量不足0.1％时，无法充分获得该效果。另一方面，当Fe的含量超过0.3％时，会产生不与Mn形成金属间化合物的Fe，这会成为腐蚀的起点。因此，Fe的含量为0.1％～0.3％，优选为0.1％～0.2％。

Mn与Si、Fe、Cu反应而形成Al－Fe－Mn、Al－Si－Fe－Mn、Al－Cu－Mn系化合物。这些金属间化合物结晶、析出，利用弥散强化而提高材料的强度。此外，这些金属间化合物与母相形成非匹配的界面，该界面在钎焊中成为向铝合金材料导入的空位的消除部位。在钎焊中，当向铝合金材料导入空位时，空位在钎焊的冷却中形成位错环。而且，在钎焊后，在该位错环上不均匀地析出S’相。S’相对强度的贡献小，因此，材料的强度会下降。但是，当存在Al－Fe－Mn、Al－Si－Fe－Mn、Al－Cu－Mn系化合物时，能够消除成为位错环的起因的空位，因此，在钎焊加热后不易在材料中残留位错环。由此，能抑制S’相的不均匀析出，促进Al₂CuMg的时效析出。Al₂CuMg相针对强度的贡献大。如上，当添加Mn时，强度提高。当Mn的含量不足1.0％时，不能充分获得该效果。另一方面，当Mn的含量超过1.6％时，会形成粗大的结晶物，会使成品率下降。因此，Mn的含量为1.0％～1.6％，优选为1.2％～1.5％。

Cu与Mg反应而形成Al₂CuMg。Al₂CuMg在钎焊后利用时效析出大幅提高材料的强度。当Cu的含量不足1.0％时，不能充分获得该效果。另一方面，当Cu的含量超过2.5％时，可能导致铝合金材料的熔点降低。此外，Al₂Cu会在晶界处析出，引起晶界腐蚀。因此，Cu的含量为1.0％～2.5％，优选为1.5％～2.5％。

Mg与Cu反应而形成Al₂CuMg。Al₂CuMg在钎焊后利用时效析出大幅提高材料的强度。当Mg的含量不足0.1％时，不能充分获得该效果。另一方面，当Mg的含量超过1.0％时，在使用非腐蚀性钎剂的环境下进行钎焊时，Mg扩散到钎料中，导致钎焊性显著下降。此外，有时会导致钎焊前的伸长率下降而使成形加工性下降。因此，Mg的含量为0.1％～1.0％，优选为0.125％～0.5％。

Cr、Zr各自在铝合金中形成微细的金属间化合物，提高材料的强度。当Cr、Zr各自的含量不足0.05％时，不能充分获得该效果。另一方面，当Cr、Zr各自的含量超过0.2％时，可能形成粗大的金属间化合物，使铝合金材料的成形加工性下降。因此，Cr、Zr的含量分别优选为0.05％～0.2％，更优选为0.05％～0.1％。

Ti、V各自在铝合金中形成微细的金属间化合物，提高材料的强度。此外，该金属间化合物呈层状分散。该金属间化合物的电位高，因此具有发生水平方向上的腐蚀，但不易发生深度方向上的腐蚀的效果。当Ti、V各自的含量不足0.05％时，这些效果小。另一方面，当Ti、V各自的含量超过0.2％时，可能形成粗大的金属间化合物，使铝合金材料的成形加工性下降。因此，Ti、V的含量优选为0.05％～0.2％，更优选为0.05％～0.1％。

Cu/Mg比根据其值的不同使得钎焊加热后析出的相不同。当Cu/Mg比小于1时，在钎焊加热后析出Al₆CuMg₄。Al₆CuMg₄对时效硬化的贡献小，因此，可能导致强度降低。另一方面，当Cu/Mg比大于8时，在钎焊加热后析出Al₂Cu。Al₂Cu比Al₂CuMg对时效硬化的贡献还小，所以，可能导致强度降低。因此，Cu/Mg比优选为1～8，更优选为3～6。

本发明的铝合金材料还可以含有具有使铸锭组织细化的作用的B、其他不可避免的杂质元素。这些元素的含量优选为0.05％以下。

(铝合金材料的金相组织)

当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物(例如Al－Mn、Al－Mn－Si、Al－Fe－Mn－Si、Al－Cu－Mn系化合物)由于其尺寸比较大，因此，在钎焊时不易固溶于铝合金材料中，在钎焊后仍有残留。Al－Mn系化合物与母相Al晶格常数不同，因此，与母相形成非匹配的界面，该界面成为在钎焊中向铝合金材料中导入的空位的消除部位。在钎焊中，当向铝合金材料中导入空位时，空位在钎焊的冷却中形成位错环。而且，在钎焊后，在该位错环上不均匀地析出S’相。S’相虽然是Al－Cu－Mg系合金的时效析出相，但对强度的贡献小。不仅如此，由于它能使Cu的固溶量降低，因此，会使铝合金材料的强度下降。但是，当存在一定以上的Al－Mn系化合物时，在钎焊后存在于铝合金材料中的位错环会减少，因此，能够抑制S’相的析出，从而能够有效利用Al₂CuMg的时效析出。由此，铝合金材料的强度提高。在当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度不足1.0×10⁵个/mm²时，该效果小。因此，本发明中的当量圆直径0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，优选为2.0×10⁵个/mm²以上。

当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度通过用SEM观察铝合金材料，并对SEM像进行图像分析而求得。

当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu由于其尺寸比较大，因此，在钎焊时不易固溶于铝合金材料中，在钎焊后仍有残留。由此，钎焊后的Cu的固溶量降低。当钎焊后的Cu的固溶量低时，不能充分获得利用Al₂CuMg的时效析出提高材料强度的效果，且Al₂Cu会成为晶界腐蚀的起点，所以耐腐蚀性也下降。因此，本发明中的当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下，优选为0.8×10⁵个/mm²以下。

当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度通过用SEM观察铝合金材料，并对SEM像进行图像分析而求得。

(铝合金复合材料)

本发明的铝合金复合材料以上述铝合金材料为芯材，在芯材的一面具有钎料或阳极牺牲材料。此外，本发明的铝合金复合材料以上述铝合金材料为芯材，在芯材的一面具有钎料，在芯材的另一面具有阳极牺牲材料。

作为钎料，可以使用在铝合金的钎焊中通常所用的铝合金。例如，可举出Al－Si系合金、Al－Si－Cu系合金、Al－Si－Cu－Zn系合金、Al－Si－Zn系合金、Al－Si－Mg系合金以及Al－Si－Mg－Bi系合金。具体而言，作为Al－Si系合金，优选为含有Si：7.0％～12.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金。此外，作为Al－Si－Cu系合金，优选为含有Si：7.0％～12.0％和Cu：1.0％～2.5％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金。此外，作为Al－Si－Cu－Zn系合金，优选为含有Si：7.0％～12.0％、Cu：1.0％～2.5％以及Zn：0.1％～3.0％，余量由Al和不可避免的杂质构成的铝合金。

作为牺牲阳极材料，可以使用铝或铝合金等公知的材料。例如，可举出Al－Zn系合金。

(铝合金材料的制造方法)

首先，熔化具有上述组成的铝合金原料，利用DC(Direct Chill，直接冷凝)铸造法制作铝合金铸锭。在DC铸造法中，熔融金属的冷却速度要非常快，为0.5℃/秒～20℃/秒。因此，铸造时产生的金属间化合物是微细的，铝合金中所含的元素过饱和地固溶。然而，根据铸造条件，可能会使铸锭中大量出现当量圆直径为10μm以上的粗大的Al₂Cu。当铸锭中存在这样的化合物时，Cu在母相中的固溶量下降，在后续的钎焊加热后的自然时效中，有助于时效析出的固溶Cu不足，因此，可能导致钎焊加热后的强度下降。当对该铸锭进行均质化处理时，粗大的Al₂Cu向母相中固溶，因此，钎焊加热后的强度稳定，且成为高强度。当在不足400℃的温度下进行均质化处理时，不能充分获得该效果。另一方面，当在超过550℃的温度下进行均质化处理时，Al－Mn系化合物的密度降低，因此不期望该处理。因此，期望不进行均质化处理，或优选在400℃～550℃的温度下进行。另外，均质化处理之后，期望对冷却后的铸锭进行端面切削处理。

接着，在进行加热处理之后，通过进行热轧处理而将板厚降至规定板厚。当在超过550℃的温度下进行加热处理时，过饱和地固溶的Mn无法新形成Al－Mn系的析出相，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度不增加，因此不期望该处理。另一方面当在不足420℃的温度下进行加热处理时，Mn的扩散速度过低，因此，无法新析出Al－Mn系化合物，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度不增加，因此，不期望该处理。因此，热轧处理前的加热处理期望在420℃～550℃的温度下进行。此外，加热处理的保持时间优选为5小时以下。

此外，加热处理之后，铝合金铸锭的温度逐渐降低。在320℃～400℃的温度范围中，固溶于铝合金中的Cu以粗大的Al₂Cu的形态析出。因此，当在该温度范围下保持超过6分钟时，当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度可能会超过1.0×10⁵个/mm²。因此，加热处理后的320℃～400℃的温度范围下的保持时间期望为6分钟以下。

热轧处理之后，进行冷轧处理直至达到目标板厚，制作铝合金材料。可以在冷轧处理的中途进行中间退火处理，也可以在冷轧处理之后进行最终退火处理。中间退火处理和最终退火处理可以只进行任一种，也可以两种都进行。本发明的铝合金材料由于Cu的含量多，因此，板坯的强度会非常高。因此，为了确保成形性，期望实施最终退火处理，还期望进行中间退火处理。然而，当在超过320℃的温度下进行退火处理时，可能导致当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度增加。另一方面，当在不足200℃的温度下进行退火处理时，无法消除冷轧时导入的晶格缺陷，进行退火没有意义。因此，本发明中的退火处理无论是中间退火处理还是最终退火处理，均期望在200℃～320℃的条件下实施。

(铝合金复合材料的制造方法)

首先，铸造作为芯材的铝合金。具体而言，熔化具有上述组成的铝合金原料，利用DC(Direct Chill)铸造法制作芯材用铝合金铸锭。接着，对芯材用铝合金铸锭进行均质化处理。在均质化处理工序中，优选在400℃～550℃下对芯材用铝合金铸锭进行均质化处理。另外，对于芯材用铝合金铸锭，优选在均质化处理之后进行端面切削处理。

此外，铸造作为钎料和牺牲阳极材料的铝合金，制作钎料用铝合金铸锭和牺牲阳极材料用铝合金铸锭。接着，对钎料用铝合金铸锭和牺牲阳极材料用铝合金铸锭进行热轧处理直至达到规定的厚度。另外，对于钎料用铝合金铸锭和牺牲阳极材料用铝合金铸锭，优选在热轧处理之前进行端面切削处理。然后，将热轧后的钎料和热轧后的牺牲阳极材料与芯材用铝合金铸锭组合而做成夹层材料。具体而言，在芯材用铸锭的一面组合热轧后的钎料，在芯材用铸锭的另一面组合热轧后的牺牲阳极材料。对夹层材料进行加热，进行热轧复合，之后进行冷轧。由此，能够制作出在芯材的一面具有钎料，在芯材的另一面具有牺牲阳极材料的铝合金复合材料(铝合金制硬钎焊薄板)。夹层材料的加热处理优选在420℃～550℃下进行。此外，加热处理后的320℃～400℃的温度范围下的保持时间期望为6分钟以下。此外，可以在冷轧处理的中途进行中间退火处理，也可以在冷轧处理之后进行最终退火处理。中间退火处理和最终退火处理可以只进行任一种，也可以两种都进行。中间退火处理和最终退火处理均期望在200℃～320℃的条件下实施。

另外，也可以仅铸造作为钎料和牺牲阳极材料的铝合金材料中的一种。在该情况下，将热轧后的钎料或热轧后的牺牲阳极材料与芯材用铸锭组合而做成夹层材料。具体而言，在芯材用铸锭的一面组合热轧后的钎料或热轧后的牺牲阳极材料。由此，能够制作出在芯材的一面具有钎料或牺牲阳极材料的铝合金复合材料。

实施例

接着，基于实施例更详细地说明本发明，但本发明不限定于这些实施例。

按照表2所示的制造方法分别制造具有表1所示的组成的合金。另外，在表1的合金组成中，“－”表示为检测极限以下，“余量”包括不可避免的杂质。

首先，利用DC铸造法分别铸造了表1记载的组成的合金(合金No.1～41)。然后，对铸锭表面进行端面切削处理，按照表2记载的条件(工序No.1～18)对该铸锭进行加热处理，然后利用热轧处理轧制到2.6mm。另外，在工序No.1～3、13中，对铸锭进行均质化处理，然后进行了端面切削处理。接下来，利用冷轧处理将所得的板材加工成0.2mm的板厚，按照表2记载的条件进行最终退火处理，得到试样。将各试样(实施例1～39、比较例1～19)示于表3、表4。另外，比较例10～13是指与本申请的技术方案2相对的比较例。

表1

表2

然后，在600℃下对制作出的各试样进行3min的钎焊加热，再以200℃/min的速度进行冷却。然后，按照下述所示的方法对各试样进行关于“钎焊1周后的强度”、“当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度”、“当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度”、“耐腐蚀性”、“成形性”、“钎焊性”的评价，将这些结果示于表3、表4。另外，本实施例中的“钎焊加热”是指以假定了实际的钎焊的温度和时间进行加热。只要没有特殊说明，就是指对试样单体进行加热。

[a]钎焊1周后的强度(MPa)

自各试样切出JIS5号试验片。对该试验片进行钎焊加热，然后在25℃下进行1周的自然时效，进行了拉伸试验。若该试验结果为250MPa以上，则评价为合格。

[b]当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度(个/mm²)

当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度通过进行芯材合金的SEM观察来评价。对各样本分别进行3个视场的观察，利用AZOKUN(A像くん)对各视场的SEM像进行图像分析，由此，求得钎焊加热前的Al－Mn系化合物的数密度。记载的数密度是由各3个视场求出的值的平均值。

[c]当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度(个/mm²)

当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度与Al－Mn系化合物同样，通过进行芯材合金的SEM观察来评价。对各样本进行3个视场的观察，利用AZOKUN对各视场的SEM像进行图像分析，由此，求得钎焊加热前的Al₂Cu的数密度。表记的数密度是由各3个视场求出的值的平均值。

[d]耐腐蚀性

对各试样进行钎焊加热，制作腐蚀试验样本。然后，利用下述方法进行腐蚀试验，评价是否引起晶界腐蚀。

腐蚀液：向234g的NaCl、50g的KNO₃、7.35mL的HNO₃(60％)中添加蒸馏水，调整成1L的液体

方法：在比液量(solution volume to specimen area ratio，溶液体积与样品面积之比)为20mL/cm²的条件下进行5hr的浸渍试验后，通过截面观察评价了晶界腐蚀的有无。

[e]成形性

自各试样切出JIS5号试验片，利用拉伸试验机在常温下测定了伸长率。成形性的合格基准为伸长率达5％以上。

[f]钎焊性

用各试样夹住波纹加工后的复合散热片材，进行钎焊加热。测定钎焊后的各试样与散热片材之间的接合率，若为90％以上则评价为合格。此外，对于各试样与散热片材之间的接合部是否能观察到腐蚀(erosion)进行了评价。

表3

表4

在实施例1～39中，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，此外，当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下。结果是，钎焊1周后的强度高达250MPa以上，在腐蚀试验中未显示出晶界腐蚀，成形性、钎焊性都良好。

在比较例1、9中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且钎焊性差。在比较例2、4、6、8、14、15、17中，钎焊1周后的强度低。在比较例3中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且成形性差。在比较例5中，在腐蚀试验中显示出晶界腐蚀，并且成形性、钎焊性差。在比较例7、10～13中，成形性差。在比较例16、18、19中，钎焊1周后的强度低，并且在腐蚀试验中显示出了晶界腐蚀。

接着，制造在芯材上包覆了钎料及/或牺牲材料的复合材料。用作芯材的合金的组成为表1的合金No.2、6、8、13、16，制造方法按照表2的工序No.3进行制造。

首先，利用DC铸造法分别铸造了表1记载的芯材所用的合金，以及表5记载的钎料及/或牺牲材料所用的合金。对于芯材所用的合金，在铸造后按照表2记载的条件进行均质化处理，接着进行端面切削处理。对于钎料及/或牺牲材料所用的合金，在铸造后进行端面切削处理，接着进行热轧处理。将热轧后的钎料及/或牺牲材料与均质化处理后进行了端面切削的芯材用铸锭组合做成夹层材料。按照表2记载的条件对夹层材料进行加热处理，通过热轧处理轧制到2.6mm。接着，通过冷轧处理将所得的板材加工到0.2mm的板厚，按照表2记载的条件进行最终退火处理，获得了试样。将各试样(实施例40～60)示于表5。

表5

然后，对制作出的各试样在600℃下进行3min的钎焊加热，再以200℃/min的速度进行冷却。然后，与上述方法同样地对各试样进行了关于“钎焊1周后的强度”、“芯材中的当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度”、“芯材中的当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度”、“耐腐蚀性”、“成形性”、“钎焊性”的评价，并且还评价了“芯材－钎料间电位差”，将这些结果示于表6。对于芯材－钎料间电位差，若芯材的电位高于钎料的电位，则记作○，高出40mV以上，则记作◎。其中，对于钎焊1周后的强度，若试验结果为220MPa以上则评价为合格。

表6

在实施例40～60中，芯材中的当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，此外，芯材中的当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下。此外，结果是，钎焊1周后的强度为220MPa以上，未显示出晶界腐蚀，成形性、钎焊性均良好。根据以上可知，即使利用本发明的铝合金材料作为芯材，也能无问题地显示出高强度。

最后，对于本发明的铝合金材料，说明Cu/Mg比对强度的影响。按照表2的工序No.3所示的制造方法分别制造了具有表7所示的组成的合金。

首先，利用DC铸造法分别铸造了表7记载的组成的合金(合金No.42～47)。然后，按照表2记载的条件进行了均质化处理。对铸锭表面进行端面切削处理，按照表2记载的条件对其进行加热处理，通过热轧处理轧制到2.6mm。接下来，通过冷轧处理将所得的板材加工到0.2mm的板厚，按照表2记载的条件进行最终退火处理，获得了试样。将各试样(实施例61～66)示于表8。

表7

然后，在600℃下对制作出的各试样(实施例61～66)进行3min的钎焊加热，再以200℃/min的速度进行冷却。然后，对各试样进行了“钎焊1周后的强度”的评价。此时，对于固相线温度相等的合金，将Cu/Mg比为4的合金中表现出90％以上的抗拉强度的合金评价为◎，表现出不足90％的抗拉强度的合金评价为○。将该结果示于表8。

表8

根据实施例61～66，结果是，Cu/Mg比超过8的材料与Cu/Mg比为4的材料相比，钎焊1周后的抗拉强度降低至90％以下。根据以上可知，优选Cu/Mg比为8以下。

本发明涉及作为汽车等的换热器的构成构件使用的铝合金材料、铝合金复合材料以及铝合金材料的制造方法。更详细而言，涉及通过电焊加工、钎焊构成流路而用作管材的、特别是以板厚为0.25mm以下的薄壁材料为对象的、钎焊后强度非常强的换热器用铝合金材料、换热器用铝合金复合材料以及铝合金材料的制造方法。

附图标记说明

1：管

2：散热片

3：集管

4：箱

Claims

1.一种铝合金材料，其特征在于，

该铝合金材料含有Si：不足0.2质量％、Fe：0.1质量％～0.3质量％、Cu：1.0质量％～2.5质量％、Mn：1.0质量％～1.6质量％以及Mg：0.1质量％～1.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成，当量圆直径为0.1μm以上的Al－Mn系化合物的数密度为1.0×10⁵个/mm²以上，并且，当量圆直径为0.1μm以上的Al₂Cu的数密度为1.0×10⁵个/mm²以下。

2.根据权利要求1所述的铝合金材料，其特征在于，

该铝合金材料还含有Ti：0.05质量％～0.2质量％、Zr：0.05质量％～0.2质量％、V：0.05质量％～0.2质量％以及Cr：0.05质量％～0.2质量％中的1种或2种以上。

3.一种铝合金复合材料，其特征在于，

该铝合金复合材料以权利要求1或2所述的铝合金材料为芯材，在所述芯材的一面具有钎料或牺牲阳极材料。

4.一种铝合金复合材料，其特征在于，

该铝合金复合材料以权利要求1或2所述的铝合金材料为芯材，在所述芯材的一面具有钎料，在所述芯材的另一面具有牺牲阳极材料。

5.根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于，

所述钎料是含有Si：7.0质量％～12.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si系合金。

6.根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于，

所述钎料是含有Si：7.0质量％～12.0质量％和Cu：1.0质量％～2.5质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si－Cu系合金。

7.根据权利要求3或4所述的铝合金复合材料，其特征在于，

所述钎料是含有Si：7.0质量％～12.0质量％、Cu：1.0质量％～2.5质量％以及Zn：0.1质量％～3.0质量％，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al－Si－Cu－Zn系合金。

8.一种铝合金材料的制造方法，用于制造权利要求1或2所述的铝合金材料，其特征在于，

该制造方法包括铸造铝合金的铸造工序、加热铸锭的加热工序以及对加热后的铸锭进行热轧处理和冷轧处理的轧制工序，

在所述加热工序中，在420℃～550℃下进行加热处理，

在所述加热工序之后，在320℃～400℃下的保持时间为6分钟以下。

9.根据权利要求8所述的铝合金材料的制造方法，其特征在于，

在所述铸造工序之后，还包括在400℃～550℃下对铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。

10.根据权利要求8或9所述的铝合金材料的制造方法，其特征在于，

在所述轧制工序过程中和所述轧制工序之后的至少一者，还包括在200℃～320℃下进行退火处理的退火工序。

11.一种铝合金复合材料的制造方法，其用于制造权利要求3～7中任一项所述的铝合金复合材料，其特征在于，

该制造方法包括：铸造工序，分别铸造作为所述芯材的铝合金材料、以及作为所述钎料和所述牺牲阳极材料的铝合金材料中的至少一种；热轧工序，对铸造后的钎料用铸锭和牺牲阳极材料用铸锭中的至少一种铸锭进行热轧直至达到规定的厚度；组合工序，将热轧后的钎料和热轧后的牺牲阳极材料中的至少一种与芯材用铸锭组合而做成夹层材料；加热工序，对所述夹层材料进行加热；热轧复合工序，对所述夹层材料进行热轧复合；以及冷轧工序，对热轧复合后的夹层材料进行冷轧处理，

在所述组合工序中，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热轧后的钎料或所述热轧后的牺牲阳极材料；或者，在所述芯材用铸锭的一面组合所述热轧后的钎料，在所述芯材用铸锭的另一面组合所述热轧后的牺牲阳极材料，

在所述加热工序中，在420℃～550℃下进行加热处理，

12.根据权利要求11所述的铝合金复合材料的制造方法，其特征在于，

在铸造作为所述芯材的铝合金材料的铸造工序之后，还包括在400℃～550℃下对铸造后的芯材用铸锭进行均质化处理的均质化处理工序。

13.根据权利要求11或12所述的铝合金复合材料的制造方法，其特征在于，

在所述冷轧工序过程中和所述冷轧工序之后的至少一者，还包括在200℃～320℃下进行退火处理的退火工序。