CN107406920A - 热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法 - Google Patents

热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种钎焊加热后的强度高、还具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法。本发明的铝合金制钎焊片散热片材料是在芯材的两面包层有焊料的散热片材料，芯材和焊料具有规定的铝合金组成，在钎焊加热前，散热片材料具有6～16％的单面平均包层率、40～120μm的厚度和48～54％IACS的导电率，芯材的金属组织具有当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物以0.05～0.35μm的平均颗粒间距离存在的分布，在钎焊加热后，散热片材料具有40～44％IACS的导电率，芯材的金属组织具有当量圆直径为0.50μm以下的Mn系化合物以0.45μm以下的平均颗粒间距离存在的分布。

Description

热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法
技术领域
本发明涉及钎焊加热后的强度优异、还具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法。本发明所涉及的铝合金制钎焊片散热片材料特别适合作为汽车用热交换器的散热片材料使用。
背景技术
铝合金轻质且强度优异，并且热导率优异，因此，适合作为热交换器用材料使用。
近年来，在所有产业中，省资源化和省能源化成为必要课题。在汽车产业中，为了实现这些课题，也进行着汽车的轻质化。在该潮流中，汽车用热交换器也追求轻质化、小型化，要求结构材料的薄壁化。为了确保热交换器的刚性并且实现结构材料的薄壁化，期望提高各部件的钎焊加热后的强度。伴随于此，期望钎焊片散热片材料的薄壁高强度化。
鉴于这样的事实，冷凝器、蒸发器等的汽车用热交换器中，广泛使用铝合金制的部件。另外，近年来在室内冷气设备用热交换器中也开始普及铝合金制的部件。这些热交换器由作为工作流体的通路发挥作用的部件和作为热传输的介质发挥作用的散热片材料构成，将两部件钎焊接合来制造。钎焊接合通过将内包有焊料的结构部件加热到约600℃而对接缝供给熔融焊料，在接缝的间隙填充焊料后使其冷却的工艺来实施。特别是在汽车用热交换器，一般采用以规定的结构组装附着有氟化物系助熔剂的管状、波纹状散热片等的部件后，在不活泼气体气氛的加热炉中进行钎焊接合的方法。
一般的热交换器用钎焊片是在JIS－A3003、JIS－A3203等的Al－Mn系合金芯材的单面或两面贴合JIS－A4343、JIS－A4045等的Al－Si系合金焊料而成的包层材料。但是，这样的一般的由合金构成的钎焊片存在由于钎焊加热后的强度差而难以薄壁化的问题。
为了解决上述问题，至今，为了钎焊片散热片材料的薄壁高强度化，对材料构成和制造工序进行了各种各样的研究。
例如，在专利文献1中，提出了通过在芯材中添加Ni而具有优异的钎焊加热后强度的钎焊片散热片材料。但是，含有Ni的金属间化合物与母相的电位差大而容易成为腐蚀的起点，因此，自身耐蚀性低，在实用上的使用上存在问题。
在专利文献2中，提出了通过控制皮材的板厚和皮材的Si含量而具有优异的钎焊加热后强度的3层包层散热片材料。但是，该散热片材料如在说明书的段落序号0011中记载的那样，由于与具有焊料层的部件组合使用，因此，存在自身无法作为具有焊料供给功能的钎焊片散热片材料使用的问题。
在专利文献3中，提出了通过在钎焊加热后的芯材形成亚晶粒而具有优异的钎焊加热后强度的钎焊片散热片材料。但是，如该文献的表4等记载的那样，该板状散热片材料存在发生向芯材的焊料侵蚀从而耐高温压曲性降低、无法适用于波纹状散热片材料的问题。
如上所述，为了钎焊片散热片材料的薄壁化，还残留有兼顾提高钎焊加热后的强度与确保各项特性的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3407965号公报
专利文献2：日本特开2007－146264号公报
专利文献3：日本特开2012－224923号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是为了解决上述问题作出的，目的在于提供一种钎焊加热后的强度优异、还具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明的发明人鉴于上述状况，进行了深入研究，结果发现，使用具有特定的成分的铝合金材料，利用特定的铸块冷却条件、层合材料加热条件、层合材料的热轧条件、冷轧条件和退火条件，能够制造具有特定的金属组织的铝合金制钎焊片散热片材料。
即，对于芯材，控制Si和Fe的含量，进一步将Mn的含量控制为相对于Si和Fe的含量之和较多。通过半连续铸造法制备这样配合的铝合金熔融液。这里，在铸造工序中，使凝固的铝合金的平均冷却速度提高至一定值以上，得到芯材铸块。此外，芯材铸块在实施均质化处理处理的情况下，不进行高温下的处理。这样操作制备的芯材铸块能够抑制Al―Mn系金属间化合物、Al－Si－Mn系金属间化合物、Al－Fe－Mn系金属间化合物、Al－Si－Fe－Mn系金属间化合物(以下，将这些金属间化合物称为“Mn系化合物”。)的析出，能够确保适当的Mn固溶量。其结果，在钎焊加热后可以得到优异的强度，能够确保耐高温压曲性。另外，关于焊料，通过将Si和Fe的含量控制为适当的量进行制备，能够确保钎焊加热时焊料的流动性，另外，通过钎焊加热时Si向芯材的扩散可以得到优异的强度，能够确保耐高温压曲性。
在对芯材铸块与焊料的层合材料进行热层合轧制形成包层材料时，层合材料的加热在低温进行，热层合轧制中途的轧制板的温度也控制为低温来进行热层合轧制。由此，能够抑制芯材的Mn系化合物的析出并确保适当的Mn固溶量。
接着，对热层合轧制后的包层材料进行冷轧时，不在中途进行退火且以高轧制率进行冷轧。在冷轧后的退火工序中，在使退火温度为400℃以下的低温进行。利用冷轧率和退火条件，在芯材密集地析出微细的Mn系化合物。在该退火工序中，Mn固溶量减少，但是，由于在热层合轧制结束时刻确保了适当的Mn固溶量，因此，在退火结束时刻平衡良好地实现了Mn系化合物的微细分散与Mn固溶量的确保。不管对该退火后的包层材料进一步进行冷轧(以下，设退火后的冷轧为终轧。)或是不进行冷轧，都确保了直至退火工序为止所得到的包层材料的Mn系化合物的分布与Mn固溶量的良好的平衡，因此，形成最终板厚的钎焊片散热片材料形成为具有某一定水平的导电率和Mn系化合物的平均颗粒间距离的金属组织。
如上所述，制造工序中的输入热量被控制为较少的钎焊片散热片材料能够确保钎焊加热后的芯材中适当的Mn固溶量，并且芯材的固溶Mn与从焊料扩散的Si结合而形成Mn系化合物，在作为钎焊加热温度的600℃附近进行再固溶，由此，能够抑制原料的Mn系化合物的增大。因此，钎焊加热后，能够得到Mn的固溶强化和Mn化合物的分散强化取得平衡的效果。
但是，为了抑制钎焊加热中向芯材的焊料侵蚀并确保自身耐蚀性，需要适当控制向最终板厚的钎焊片散热片材料的加工度。在退火工序中使包层材料的芯材再结晶时，在退火后的冷轧工序中以高的轧制率实施冷轧。另一方面，在退火工序不使包层材料的芯材再结晶时，在退火后的冷轧工序以稍低的轧制率实施冷轧或者不实施冷轧。这样操作，即使在使其再结晶时或者不使其再结晶时，都能够抑制在钎焊加热中芯材粗大地再结晶化而焊料向芯材侵蚀，能够确保自身耐蚀性。在退火工序中，是否使芯材再结晶，考虑波纹成型设备中的成型性进行选择即可。
如上所述操作，本发明的发明人发现能够解决上述发明的课题，从而完成了本发明。
具体而言，本发明在发明的第一方面中为一种热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
具有铝合金的芯材和包层于该芯材的两面的Al－Si系合金焊料，上述芯材由铝合金构成，该铝合金含有Si：0.05～0.8质量％、Fe：0.05～0.8质量％、Mn：0.8～2.0质量％，并且，上述Si、Fe、Mn的含量满足Si+Fe≤Mn的条件，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，上述焊料由Al－Si系合金构成，该Al－Si系合金含有Si：6.0～13.0质量％、Fe：0.05～0.8质量％，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，
在钎焊加热前中，该散热片材料具有6～16％的单面平均包层率、40～120μm的厚度和48～54％IACS的导电率，上述芯材的金属组织具有当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物以0.05～0.35μm的平均颗粒间距离存在的分布状态，
在钎焊加热后，该散热片材料具有40～44％IACS的导电率，上述芯材的金属组织具有当量圆直径为0.50μm以下的Mn系化合物以0.45μm以下的平均颗粒间距离存在的分布状态。
本发明的第二方面为如第一方面所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述芯材由还含有Zn：0.3～3.0质量％的铝合金构成。
本发明的第三方面为如第一或第二方面所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述芯材由还含有Cu：0.05～0.5质量％的铝合金构成。
本发明的第四方面为如第一～第三方面中的任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述芯材由还含有选自Zr：0.05～0.3质量％、Ti：0.05～0.3质量％、Cr：0.05～0.3质量％和V：0.05～0.3质量％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的第五方面为如第一～第四方面中的任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述焊料由还含有Zn：0.3～3.0质量％的Al－Si系合金构成。
本发明的第六方面为如第一～第五方面中的任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述焊料由还含有Cu：0.1～0.7质量％的Al－Si系合金构成。
本发明的第七方面为如第一～第六方面中的任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，上述焊料由还含有Na：0.003～0.05质量％和Sr：0.003～0.05质量％中的至少一种的Al－Si系合金构成。
本发明的第八方面为如第一～第七方面中的任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其中，钎焊加热后的拉伸强度为130MPa以上。
本发明的第九方面为第一～第八方面中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造上述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而进行冷轧的一次冷轧工序；在一次冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序；和在退火工序后不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的二次冷轧工序，
在上述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将上述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在上述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在上述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在上述退火工序中，使退火温度为300～450℃，使芯材再结晶，在上述二次冷轧工序中，使冷轧率为10～85％。
本发明的第十方面为第一～第八方面中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造上述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而进行冷轧的一次冷轧工序；在一次冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序；和在退火工序后不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的二次冷轧工序，
在上述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将上述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在上述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在上述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在上述退火工序中，使退火温度为150℃以上且低于300℃，不使芯材再结晶，
在上述二次冷轧工序中，使冷轧率为3～40％。
本发明的第十一方面为如第九或第十方面所述的制造方法，其中，在上述二次冷轧工序后，还包括将轧制板以300℃以下的温度进行退火的退火工序。
本发明的第十二方面为第一～第八方面中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造上述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的冷轧工序；和在冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序，
在上述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将上述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在上述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在上述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在上述退火工序中，使退火温度为150℃以上且低于300℃，不使芯材再结晶。
本发明的第十三方面为如第九～第十二方面中的任一项所述的制造方法，其中，在上述芯材的铸造工序后，还包括对芯材铸块在低于510℃的温度进行均质化处理的均质化处理工序。
本发明的第十四方面为如第九～第十三方面中的任一项所述的制造方法，其中，在上述芯材的铸造工序中，使熔融液凝固时的平均冷却速度为0.5℃/秒以上。
本发明的第十五方面为如第九～第十四方面中的任一项所述的制造方法，其中，在加热上述层合材料时，使直至到达上述加热温度为止的升温时间为15小时以下。
本发明的第十六方面为如第九～第十五方面中的任一项所述的制造方法，其中，使上述热层合轧制工序的结束时的轧制板温度低于370℃。
发明的效果
根据本发明，提供钎焊加热后的强度高且薄壁的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法。另外，该钎焊片散热片材料具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性。因此，本发明的钎焊片散热片材料适于作为热交换器用散热片材料使用。
附图说明
图1是本发明中使用下垂(sag)试验装置的耐高温压曲性评价的示意图。
图2是本发明中用于钎焊性和自身耐蚀性的评价的试验片的示意性正面图。
具体实施方式
关于本发明所涉及的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料及其制造方法，在以下详细进行说明。
1.铝合金制钎焊片散热片材料
就本发明所涉及的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料而言，其芯材和焊料具有规定的铝合金组成，而且，具有规定的厚度和包层率，并且在钎焊加热前后具有规定的导电率和金属组织。
1－1.芯材
芯材以Si、Fe、Mn为必要元素。芯材的Si有助于强度和耐高温压曲性的提高。Si含量为0.05～0.8质量％(以下，简单记为“％”)。Si含量低于0.05％时，Mn系化合物无法充分形成，在钎焊加热后得不到充分的强度。另一方面，Si含量超过0.8％时，Mn系化合物过量形成，在钎焊加热前无法确保适当的Mn固溶量，在钎焊加热后得不到充分的强度。另外，芯材的熔点低温化，因此，发生向芯材的焊料侵蚀，自身耐蚀性降低。芯材的Si的优选含量为0.1～0.7％，更优选的含量为0.1～0.6％。
芯材的Fe有助于强度提高和结晶组织的稳定化。芯材的Fe含量为0.05～0.8％。Fe含量低于0.05％时，Mn系化合物无法充分形成，在钎焊加热后得不到充分的强度。另一方面，Fe含量超过0.8％时，Mn系化合物过量形成，在钎焊加热前无法确保适当的Mn固溶量，在钎焊加热后得不到充分的强度。另外，含有Fe的金属间化合物与母相的电位差大，容易成为腐蚀的起点，因此，在Fe含量超过0.8％时，含有Fe的金属间化合物过量形成，自身耐蚀性降低。并且，由于钎焊加热后的芯材的晶粒变得微细，所以无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。芯材的Fe的优选含量为0.1～0.8％，更优选的含量为0.1～0.7％。
芯材的Mn有助于强度和耐高温压曲性的提高。芯材的Mn含量为0.8～2.0％。Mn含量低于0.8质量％时，无法确保钎焊片散热片材料的芯材中的适当的Mn固溶量，并且Mn系化合物的形成也不充分，因此，在钎焊加热后得不到充分的强度。另一方面，Mn含量超过2.0质量％时，在铸造时形成粗大的结晶物，制造变得困难。芯材的Mn的优选含量为0.8～1.9％，更优选的含量为0.9～1.9％。
另外，芯材的Si、Fe、Mn含量满足Si+Fe≤Mn的条件。Si和Fe的总含量超过Mn含量时，含有的Mn与Si、Fe形成Mn系化合物，因此，无法确保芯材中的适当的Mn固溶量，不仅在钎焊后得不到充分的强度，而且钎焊加热后的芯材再结晶晶粒变得微细，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。优选的上述条件为Si+Fe≤0.9Mn。
在芯材中，除了上述必要元素之外也可以添加Zn作为第一选择性添加元素。Zn是降低散热片材料的电位的合金元素。通过添加Zn，电位降低，散热片材料被赋予牺牲防腐蚀功能，管状材料的耐腐蚀性提高。Zn含量考虑管状材料或其它部件的电位适当选择即可，为0.3～3.0％。Zn含量低于0.3％时，无法得到充分的牺牲防腐蚀效果。另一方面，Zn含量超过3.0％时，腐蚀速度增加，无法确保散热片材料的自身耐蚀性。芯材的Zn的优选含量为0.5～2.7％，更优选的含量为0.7～2.5％。
在芯材中，还可以添加Cu作为第二选择性添加元素。Cu是有助于强度提高的合金元素。Cu含量为0.05～0.5％。Cu含量低于0.05％时，强度提高效果不充分。另一方面，Cu含量超过0.5％时，耐晶界腐蚀敏感性降低，无法确保散热片材料的自身耐蚀性。芯材的Cu的优选含量为0.05～0.3％，更优选的含量为0.05～0.25％。
在芯材中，还可以添加选自Zr、Ti、Cr和V中的1种或2种以上作为第三选择性添加元素。Zr、Ti、Cr、V均是提高强度和耐高温压曲性的合金元素。选自Zr、Ti、Cr和V中的1种或2种以上的含量分别为0.05～0.3％。该含量低于0.05％时，无法充分得到上述效果，另一方面，超过0.3％时，在铸造时形成粗大的结晶物，因此并不合适。优选的上述含量分别为0.05～0.2％，更优选的上述含量分别为0.1～0.2％。
1－2.焊料
焊料以Si、Fe为必要元素。焊料的Si有助于熔点和焊料流动量。另外，为钎焊片散热片材料时，焊料的Si在钎焊加热中向芯材扩散，在芯材形成Mn系化合物或者在芯材的母相中固溶。焊料的Si含量为6.0～13.0％。Si含量低于6.0％时，从焊料向芯材扩散的Si量不充分，无法在钎焊加热后得到充分的强度。另外，焊料流动性变得不充分，无法确保钎焊性。另一方面，Si含量超过13.0％时，在钎焊加热中从焊料扩散的Si与芯材的固溶Mn所形成的Mn系化合物过量析出，无法在钎焊加热后确保适当的Mn固溶量，在钎焊加热后得不到充分的强度。另外，钎焊加热中的焊料的液相量变得过量，无法确保自身耐蚀性。焊料的Si的优选含量为7.0～13.0％，更优选的含量为7.0～12.0％。
焊料的Fe有助于焊料流动性和自身耐蚀性。焊料的Fe含量为0.05～0.8质量％。Fe含量低于0.05％时，无法确保焊料流动性。另一方面，Fe含量超过0.8％时，无法确保自身耐蚀性。焊料的Fe的优选含量为0.05～0.7％，更优选为0.1～0.6％。
在焊料中，除了上述必要元素之外也可以添加Zn作为第一选择性添加元素。Zn有助于提高散热片材料的牺牲防腐蚀效果。焊料的Zn含量考虑芯材的Zn含量和管状材料、其它部件的电位适当选择即可，为0.3～3.0％。Zn含量低于0.3％时，无法充分得到牺牲防腐蚀效果。另一方面，Zn含量超过3.0％时，无法确保散热片材料的自身耐蚀性。焊料的Zn的优选含量为0.5～2.7％，更优选的含量为0.7～2.5％。
在焊料中，还可以添加Cu作为第二选择性添加元素。Cu在钎焊加热中向芯材扩散，有助于芯材的强度提高。Cu含量为0.1～0.7％。Cu含量低于0.1％时，无法充分得到强度提高效果。另一方面，Cu含量超过0.7％时，耐晶界腐蚀敏感性降低，无法确保散热片材料的自身耐蚀性。焊料的Cu的优选含量为0.1～0.6％，更优选的含量为0.2～0.5％。
在焊料中，还可以添加Na和Sr中的至少一种作为第三选择性添加元素。Na、Sr均是有助于焊料流动性的元素。Na和Sr中的至少一种的含量为0.003～0.05％。该含量低于0.003％时，无法得到上述效果。另一方面，上述含量超过0.05％时，无法得到上述效果。焊料的Na、Sr的优选含量为0.005～0.02％，更优选的含量为0.007～0.02％。
此外，本发明所使用的上述的芯材和焊料中Mg、Ca和其它不可避免的杂质元素可以在不影响特性的范围中含有，各自的含量为0.05％以下，并且，它们的总含量为0.15％以下时，则不对本发明的效果产生影响，可被允许。
1－3.厚度
本发明所涉及的铝合金制钎焊片散热片材料具有40～120μm、优选为40～100μm的厚度。厚度小于40μm时，难以控制包层率和厚度的偏差，难以确保作为工业制品的品质。另一方面，厚度超过120μm时，不利于热交换器的轻质化。
1－4.包层率
接着，对焊料的包层率进行说明。焊料的包层率有助于焊料的流动量。钎焊片散热片材料中，焊料的包层率除了有助于钎焊加热中的焊料流动量以外，也有助于从焊料向芯材扩散的Si的量。本发明中，使焊料的单面平均包层率为6～16％。该包层率低于6％时，在钎焊加热中从焊料向芯材扩散的Si的量变得不充分，在钎焊加热后得不到由于分散强化带来的充分的强度提高。另外，焊料流动量变得不充分，无法确保钎焊性。另一方面，上述包层率超过16％时，在钎焊加热中从焊料向芯材扩散的Si量变得过量，在芯材中形成Mn系化合物，芯材的Mn固溶量减少。其结果，在钎焊加热后无法得到由固溶强化带来的充分的强度提高。另外，钎焊加热中的焊料的液相量变得过量，无法确保自身耐蚀性。焊料的优选单面平均包层率为7～15％，更优选的单面平均包层率为8～14％。
1－5.导电率
钎焊加热前的钎焊片散热片材料的导电率与在芯材中添加的元素的固溶量具有相关关系。如本发明中使用的芯材这样的Al－Mn系合金的导电率与Mn的固溶量具有相关关系。如上所述，为了在钎焊加热后得到充分的强度，需要在钎焊加热前的芯材中确保适当的Mn固溶量。为此，使钎焊加热前的钎焊片散热片材料的导电率为48～54％IACS(International Annealed Copper Standard，国际退火铜标准)。导电率低于48％IACS时，芯材的Mn固溶量过量，Mn系化合物的形成不充分，因此，在钎焊加热后无法得到由分散强化带来的充分的强度提高。另一方面，导电率超过54％IACS时，钎焊加热前的芯材的Mn固溶量变得不充分，在钎焊加热后无法得到由固溶强化带来的充分的强度提高。钎焊加热前的优选导电率为49～54％IACS，更优选的导电率为49～53％IACS。
另外，钎焊加热后的钎焊片散热片材料的导电率也与芯材的Mn固溶量具有相关关系。在钎焊加热中，在芯材中固溶的Mn与从焊料扩散的Si结合，其量减少，但一部分残留至钎焊加热后，由此，得到固溶强化的效果。为此，使钎焊加热后的钎焊片散热片材料的导电率在40～44％IACS的范围内。导电率低于40％IACS时，热传导性低，无法确保作为热交换器的热交换性能。另一方面，导电率超过44％IACS时，固溶强化变得不充分，在钎焊加热后得不到充分的强度。钎焊加热后的优选导电率为41～44％IACS，更优选的导电率为41～43％IACS。此外，钎焊加热后的导电率比钎焊加热前的导电率低的理由在于在钎焊加热中从焊料扩散的Si在芯材固溶。
1－6.金属组织
在钎焊加热后将芯材形成为适当的金属组织，由此，得到钎焊片散热片材料的分散强化的效果。钎焊加热后的芯材的金属组织受到钎焊加热前的芯材的金属组织的影响。由此，为了在钎焊加热后得到适当的芯材金属组织，需要规定钎焊加热前的芯材的金属组织。钎焊加热前的芯材中，分布有在制造工序中形成的Mn系化合物。由此，作为金属组织规定Mn系化合物的分布状态。具体而言，使钎焊加热前的芯材的金属组织具有当量圆直径(当量圆的直径，以下相同)为0.05～0.50μm的Mn系化合物以0.05～0.35μm的平均颗粒间距离存在的分布状态。当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物的一部分在钎焊加热中再固溶，但是大部分在钎焊加热后还残留，由于该残留的Mn系化合物，而在钎焊加热后的散热片材料中可以得到分散强化的效果。Mn系化合物中当量圆直径低于0.05μm的Mn系化合物的大部分在钎焊加热中再固溶。另外，当量圆直径超过0.50μm的Mn系化合物与当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物相比，密度非常小，几乎无法使平均颗粒间距离增减。因此，作为规定金属组织的Mn系化合物，以当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物为对象，从对象中排出当量圆直径低于0.05μm的Mn系化合物和超过0.50μm的Mn系化合物。
在钎焊加热前，在芯材中分布的当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物的平均颗粒间距离低于0.05μm时，在芯材中存在的Mn系化合物成为过量的状态，无法充分确保芯材的Mn固溶量。其结果，在钎焊加热后得不到由固溶强化带来的充分的强度提高。另一方面，上述平均颗粒间距离超过0.35μm时，在芯材中分布的Mn系化合物变得不充分，在钎焊加热后得不到由分散强化带来的充分的强度提高。优选的上述平均颗粒间距离为0.07～0.32μm，更优选的上述平均颗粒间距离为0.10～0.30μm。
在钎焊加热后的芯材中，分布有在原料的制造工序所形成的Mn系化合物和在钎焊加热中所形成的Mn系化合物。利用这些Mn系化合物中当量圆直径为0.50μm以下的Mn系化合物，在钎焊加热后的散热片材料中可以得到分散强化的效果。由此，作为钎焊加热后的芯材的金属组织，规定Mn系化合物的分布状态。具体而言，使钎焊加热后的芯材的金属组织具有当量圆直径为0.50μm以下的Mn系化合物以0.45μm以下的平均颗粒间距离存在的分布状态。此外，关于Mn系化合物之中当量圆直径超过0.50μm的Mn系化合物，与0.50μm以下的Mn系化合物相比，密度非常小，几乎无法使平均颗粒间距离增减，因此，从对象中排除。上述平均颗粒间距离超过0.45μm时，在芯材中分布的Mn系化合物变得不充分，在钎焊加热后无法得到由分散强化带来的充分的强度。钎焊加热后的优选的上述平均颗粒间距离为0.40μm以下，更优选的上述平均颗粒间距离为0.35μm以下。此外，平均颗粒间距离的下限值没有特别限定，依赖于本发明中使用的芯材的铝合金组成和制造方法，本发明中为0.10μm左右。
具有如上所述的合金组成和材料特性的铝合金钎焊片散热片材料虽为薄壁但钎焊加热后的强度优异，并且具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性。
2.铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法
以下对本发明所涉及的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法进行说明。
2－1.制造方法的特征
首先，将Al金属坯或Al母合金在熔炼炉中熔化，调整熔融液的成分使得可以得到具有规定的铝合金组成的焊料合金和芯材合金。通过半连续铸造法铸造该熔融液，得到焊料和芯材的铸块。对芯材铸块，不实施均质化处理，或者，即使实施均质化处理也不在高温进行均质化处理。接着，对焊料铸块和芯材铸块进行端面切削。考虑芯材铸块的厚度对焊料铸块进行热轧，制作能够实现规定的包层率的厚度的焊料轧制板。在芯材铸块的两面叠合该焊料轧制板，得到层合材料。对层合材料以规定的温度加热，开始热层合轧制。控制轧制板的温度，使得达到规定的热轧率时的轧制板为规定的温度，得到包层材料。对该包层材料在中途不进行退火而以高轧制率进行一次冷轧，对该冷轧材料以规定的加热条件进行退火。然后，进行二次冷轧，得到形成为规定的最终板厚的钎焊片散热片材料。也可以取而代之，对热层合轧制后的包层材料在中途不进行退火而以高轧制率进行冷轧至最终板厚，然后，对冷轧材料以规定的加热条件进行退火，得到钎焊片散热片材料。
在本发明中，为了控制规定的芯材的金属组织，需要适当控制制造工序中向材料输入的热量。因此，如下所述地控制芯材铸造工序、均质化处理工序、热层合轧制工序以及退火工序中向材料输入的热量。此外，冷轧中向材料输入的热量很少，因此，几乎不对金属组织产生影响，但是冷轧率会对此后的退火工序中的组织控制产生影响，因此，要进行控制。
2－2.铸造工序
芯材用和焊料用的铝合金通过半连续铸造法分别铸造。芯材的铸块的金属组织根据铸造工序中熔融液凝固时的冷却速度和凝固后的铸块的冷却速度的变化而变化。通过提高任意冷却速度，都能够确保芯材铸块中适当的Mn固溶量，因此，能够确保钎焊加热前的芯材的Mn固溶量。
熔融液凝固时的平均冷却速度优选为0.5℃/秒以上。平均冷却速度低于0.5℃/秒时，在冷却过程中，Mn系化合物过量结晶，无法充分确保Mn固溶量。提高熔融液凝固时的冷却速度能够通过降低熔融液温度、增加冷却水量、以及增加润滑油量中的一种以上来实现。
凝固后的芯材铸块的冷却速度、即、使芯材铸块从550℃冷却至200℃时的平均冷却速度为0.10℃/秒以上。在Mn系化合物的固溶和析出的行为中，凝固后从550℃至200℃期间的平均冷却速度极为重要。低于200℃的温度下，铝合金中原子几乎不扩散，Mn系化合物几乎不析出。另外，在被送出到模具的外部的时刻，铸块的其位置为600℃左右，因此，能够在550℃左右以下测定铸块的温度。因此，将温度范围设为550℃至200℃。上述冷却速度低于0.10℃/秒时，在冷却过程中Mn系化合物过量析出，无法充分确保Mn固溶量。提高凝固后的冷却速度能够通过增加冷却水量和/或降低铸造速度来实现。上述平均冷却速度优选为0.13℃/以上。此外，该平均冷却速度的上限值根据铸造方法、装置确定，本发明中为0.2℃/秒左右。
2－3.均质化处理工序
对芯材铸块可以实施或不实施均质化处理。实施均质化处理时，不在510℃以上的高温实施处理。即，在实施均质化处理时，以低于510℃的温度进行处理。以510℃以上进行均质化处理时，Mn系化合物过量析出，在芯材铸块中无法确保适当的Mn固溶量。利用在热层合轧制前对层合材料进行加热的工序，能够实质上实现芯材铸块的均质化，因此，优选对芯材铸块不实施均质化处理。此外，以低于510℃进行均质化处理时的处理时间为0.5～12小时。如果低于0.5小时，均质化不充分，如果超过12小时，无法确保适当的Mn固溶量。
2－4.热层合轧制工序
热层合轧制工序中，将在芯材铸块的两面重叠焊料形成的层合材料加热到420～500℃，对其进行热轧。加热温度低于420℃时，热层合轧制的形变阻力变大，层合轧制变得困难。另一方面，加热温度超过500℃时，由于轧制时的加工发热等有时轧制材料的温度会超过510℃。其结果，在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中的适当的Mn固溶量。优选的加热温度为430～490℃。另外，加热保持时间优选为0.5～12小时。保持时间低于0.5小时时，担心由于铸块尺寸、加热炉而层合材料整体达不到均一的规定温度。其结果，不仅Mn的固溶量和Mn系化合物的析出在芯材内不均匀，而且也担心发生焊料和芯材的压接不良。另一方面，保持时间超过12小时时，在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中的适当的Mn固溶量。
另外，对层合材料进行加热时，如果缩短直至到达加热温度为止的升温时间，则能够抑制芯材中过量的Mn系化合物的析出，能够确保芯材中适当的Mn固溶量。因此，直至到达加热温度为止的升温时间优选为15小时以下。
在从开始热层合轧制直至层合材料的板厚减少10％为止(热轧率达到10％时)，结束芯材和焊料的压接(包层)，将此时的轧制板的温度控制为450℃以下，则能够确保芯材中的适当的Mn固溶量。但是，该温度过低时，容易发生压接不良。为此，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃。上述轧制中途的轧制板温度低于370℃时，无法使焊料和芯材充分压接。另一方面，轧制中途的轧制板温度超过450℃时，芯材中的Mn系化合物过量析出，无法确保芯材的适当的Mn固溶量。热轧率达到10％时的轧制板的优选温度为380～440℃。
另外，热轧中的材料为200℃以上的高温并导入形变。在这样的高温且导入形变下，在芯材中Mn系化合物容易析出。通过控制为降低热层合轧制结束时的温度，并且，缩短热层合轧制工序的总时间，能够确保芯材中的适当的Mn固溶量。热轧结束时的轧制板温度优选低于370℃，更优选为350℃以下，热轧工序的总时间优选为60分钟以下，更优选为40分钟以下。
如上所述的热轧板的温度控制能够通过调整轧制辊的温度、润滑冷却液的喷射口数、润滑冷却液的喷射量、1道次的压下量和板通过速度中的一种以上来实现。
在热层合轧制工序后，在中途不设退火工序而对轧制板施以一次冷轧工序。在导入形变下，在芯材中Mn系化合物容易析出。为此，使热层合轧制工序后的一次冷轧工序中的轧制率为85.0～99.5％。一次冷轧率低于85.0％时，在接下来的退火工序中，芯材中的Mn系化合物的析出变得不充分，得不到Mn系化合物密集地分散的芯材的金属组织。另一方面，一次冷轧率超过99.5％时，在接下来的退火工序中，在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保适当的Mn固溶量。优选的一次冷轧率为91.0～99.0％。
在退火工序中，使芯材再结晶时，需要使退火温度为300～450℃。对一次冷轧工序中导入了形变的轧制材料，以450℃以下的低温实施退火。通过使退火温度为450℃以下，在芯材中能够使Mn系化合物密集地析出。退火温度低于300℃时，担心芯材不发生再结晶。另一方面，退火温度超过450℃时，在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中适当的Mn固溶量。使芯材再结晶时的优选的退火温度为310～440℃，更优选的退火温度为310～430℃。另外，退火方法可以使用连续式退火和批式退火中的任一种。
在代替上述工序而在退火工序中不使芯材再结晶时，需要使退火温度为150℃以上、低于300℃。退火温度低于150℃时，芯材的回复不充分，因此，钎焊加热中的再结晶晶粒变得微细，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。另一方面，退火温度为300℃以上时，担心芯材会再结晶。不使芯材再结晶时优选的退火温度为160～290℃，更优选的退火温度为170～280℃。另外，退火方法可以使用连续式退火和批式退火中的任一种。
另外，在退火工序中不论是使芯材再结晶的情况还是不使其再结晶的情况下，均优选退火工序中的加热保持时间为0.5～12小时。加热保持时间低于0.5小时时，担心冷轧材料无法均匀地达到规定温度，担心Mn的固溶量和Mn系化合物的析出在芯材内变得不均匀，在品质上产生偏差。另一方面，加热保持时间超过12小时时，担心在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中适当的Mn固溶量。
在退火工序中使芯材再结晶时，在退火工序后对轧制板施以二次冷轧工序。由此，将在退火时产生的再结晶作为加工组织，能够确保散热片的成型性。二次冷轧工序中的轧制率为10～85％。该冷轧率低于10％时，担心在钎焊加热中芯材不发生再结晶，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。另一方面，二次冷轧中的轧制率超过85％时，钎焊加热中的芯材再结晶晶粒变得微细，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。优选的二次冷轧率为15～65％，更优选的二次冷轧率为20～60％。
在退火工序中不使芯材再结晶时，在退火工序后对轧制板施以二次冷轧。此时的二次冷轧率为3～40％。该冷轧率低于3％时，难以稳定地制造。另一方面，该二次冷轧率超过40％时，钎焊加热中的芯材再结晶晶粒变得微细，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。不使芯材再结晶时优选的二次冷轧率为6～35％，更优选的二次冷轧率为10～30％。
另外，在退火工序中不论是使芯材再结晶时还是不使其再结晶时，为了确保散热片的成型性，都能够通过在二次冷轧后以低温进行退火来对原料的机械特性进行微调整。此时的退火温度低于300℃。该退火温度为300℃以上时，担心芯材发生再结晶。不使芯材再结晶的优选退火温度低于290℃，更优选的退火温度低于280℃。此外，退火温度的下限值没有特别限定，为了确保散热片的成型性至少需要为100℃。
此外，在退火工序中不使芯材再结晶时，可以设置对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火地进行冷轧至最终板厚的冷轧工序和在冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序。热层合轧制工序后的冷轧工序中的轧制率为85.0～99.5％。该冷轧率低于85.0％时，在接下来的退火工序中，芯材中的Mn系化合物的析出变得不充分，无法得到Mn系化合物密集地分散的芯材的金属组织。另一方面，上述冷轧率超过99.5％时，在接下来的退火工序中，在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中适当的Mn固溶量。优选的上述冷轧率为91.0～99.0％。
上述冷轧工序后的退火温度需要为150℃以上、低于300℃。退火温度低于150℃时，芯材的回复不充分，因此，钎焊加热中的再结晶晶粒变得微细，无法确保耐高温压曲性和自身耐蚀性。另一方面，退火温度为300℃以上时，担心芯材发生再结晶。不使芯材再结晶时的优选退火温度为160～290℃，更优选的退火温度为170～280℃。另外，退火方法可以使用连续式退火和批式退火中的任一种。
另外，该退火工序的加热保持时间优选为0.5～12小时。加热保持时间低于0.5小时时，担心冷轧材料无法均匀地达到规定温度，担心Mn的固溶量和Mn系化合物的析出在芯材内变得不均匀，在品质上产生偏差。另一方面，加热保持时间超过12小时时，担心在芯材中Mn系化合物过量析出，无法确保芯材中适当的Mn固溶量。
实施例
以下，将本发明的实施例与本发明例和比较例一起表示。此外，以下的实施例用于表示本发明的效果，该实施例不限定本发明的技术范围。
通过半连续铸造法分别铸造具有表1所示的合金组成的芯材合金和具有表2所示的合金组成的焊料合金，得到芯材铸块和焊料铸块。关于芯材铸块，制作了进行了均质化处理的芯材铸块和省略了均质化处理的芯材铸块。对焊料铸块不实施均质化处理。接着，对各个铸块进行端面切削。进而，对焊料铸块加热到500℃之后进行热轧，直至得到规定的包层率的板厚。然后，在芯材铸块的两面贴合热轧后的焊料轧制板，对该层合材料加热之后进行热层合轧制，制作包层材料。在热层合轧制后，进行一次冷轧，并退火。在退火后，对使芯材再结晶得到的包层材料和不使芯材再结晶得到的包层材料进一步分别进行二次冷轧直至最终板厚，制成钎焊片散热片材料的试样。另外，还制作了在热层合轧制后，不进行一次冷轧而是进行冷轧直至最终板厚并退火得到的钎焊片散热片材料的试样(不使其再结晶的包层材料)。
[表1]
表1
[表2]
表2
此外，在表1、表2的合金组成表中，“－”是指火花放电发光分光分析装置的检测限以下的含量，“剩余部分”是指剩余部分包含Al和不可避免的杂质。
另外，使用如上所述制作的钎焊片散热片材料，进行钎焊加热。该钎焊加热是相当于钎焊的加热，具体而言，将钎焊片散热片材料在氮气气氛炉内加热，在600℃保持3分钟，接着以100℃/分钟的冷却速度冷却至室温。
在表3、4中表示上述制造工序中的芯材和焊料的组合、芯材铸块的平均冷却速度(从550℃至200℃的)、均质化处理温度、热层合轧制中的层合材料的加热温度、热轧率10％时刻时的轧制板的温度、一次冷轧率、退火温度、退火后的组织、单面平均包层率、二次冷轧率、最终退火温度、最终板厚和制造性。此外，将在以上的制造工序中没有发生问题、轧制至最终板厚的情况的制造性记为“○”，将铸造或轧制时发生破裂、芯材和焊料的压接不良从而无法制成至最终板厚的情况的制造性记为“×”。另外，熔融液凝固时的平均冷却速度为0.5～2.0℃/秒，加热层合材料时直至达到加热温度为止的升温时间为8～15小时，热层合轧制工序的结束时的轧制板温度为200～370℃。
此外，表3、4中，本发明例1、4、8、9、11、12、16、18～20以及比较例21～45、49～50为本发明第八方面的本发明例和比较例，本发明例2、5、10、13～15、17以及比较例46、47为本发明第九方面的本发明例和比较例，本发明例3、6、7以及比较例48为本发明第十一方面的本发明例和比较例。其中，本发明例9、10为表示本发明第十方面的实施方式的例子，本发明例3、12、14以及比较例30、34、36、49、50为表示本发明第十二方面的实施方式的例子。另外，本发明第十一方面的本发明例和比较例中，在一次冷轧的栏中表示冷轧工序中的轧制率，由于不进行二次冷轧工序后的最终退火，所以二次冷轧工序后的最终退火温度的栏中以“－”表示。
[表3]
[表4]
对以上制造的钎焊片散热片材料的试样，进行钎焊加热前后的导电率和平均颗粒间距离的测定、钎焊加热后的拉伸强度的测定以及高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性的评价。测定方法和评价方法如下所述。此外，表4中，制造性为“×”的例子无法制造试样，因此，无法进行这些评价。
(导电率的测定)
对于钎焊加热前后的各试样，在20℃的恒温槽内基于JIS H0505测定电阻。在同一试样的3个部位进行测定，将它们的算术平均值作为导电率。
(平均颗粒间距离的测定)
对于钎焊加热前后的各试样，利用透射型电子显微镜(TEM)以5万倍的倍率拍摄板厚中央的L－LT面，分别通过图像解析软件对钎焊加热前的试样测定当量圆直径为0.05～0.50mm的Mn系化合物的平均颗粒间距离、对钎焊加热后的试样测定当量圆直径为0.50mm以下的平均颗粒间距离。对同一试样，在5个视野中进行测定，将它们的算术平均值作为平均颗粒间距离。
此外，本发明中规定的平均颗粒间距离定义为将TEM图像中的全部颗粒的中心点彼此用半直线连结时，以全部半直线不交叉的方式将颗粒彼此用半直线连结时的颗粒表面间距离的平均值。另外，TEM图像中黑色的对比的颗粒为Mn系化合物，通过使用能量分散型X射线分光器(EDS)的元素分析来确认。
(拉伸强度的测定)
将钎焊加热后的各试样形成为以JIS13号B为基准的形状，在室温进行拉伸试验测定拉伸强度。将钎焊加热后的拉伸强度为130MPa以上的情况判定为合格(○)，将低于130MPa的情况判定为不合格(×)。
(耐高温压曲性的评价)
图1(a)～(c)表示使用下垂试验装置得到的耐高温压曲性评价的示意图。从各试样切出宽度16mm、长度60mm的试验片1，在试验台2上使用固定夹具3以悬臂保持50mm的伸出部，进行钎焊加热后，测定试验片1的垂下量。图1(a)表示加热前的状态下的从正面看的示意图，图1(b)表示从图1(a)的状态下的平面看的示意图，图1(c)表示加热后的垂下状态下的从正面看的示意图。将钎焊加热后的垂下量低于30mm的情况判定为耐高温压曲性合格(○)，将垂下量为30mm以上的情况判定为耐高温压曲性不合格(×)。
(钎焊性的评价)
在图2表示钎焊性评价中使用的试验片的示意性正面图。将各试样进行波纹加工，制作散热片材料4，如图2所示，制成在散热片材料4的两侧组装有板厚0.5mm、宽16mm、长60mm的A3003板5的minicore试验片。将该minicore试验片浸渍于浓度5％的氟化物系助熔剂悬浊液并使其干燥后，进行钎焊加热。将该minicore试验片的散热片接合率为95％以上并且散热片试样不发生熔融的情况判定为钎焊性合格(○)，将散热片接合率低于95％和/或散热片试样发生熔融的情况判定为钎焊性不合格(×)。
此外，散热片接合率定义为将散热片材料4和板5的接合长度的合计除以波纹散热片的宽度的长度)×(散热片的顶点的数量)得到的值。散热片材料4和板5的接合长度的合计是在钎焊加热后的minicore试验片中将板5从散热片材料4剥离，测定各接合部的长度并将其进行合计得到的。
(自身耐蚀性的评价)
对于钎焊加热后的各试样的单板，进行30小时根据ASTM G85的SWAAT(SeaWaterAcetic Acid Test)试验，研究各试样的腐蚀状态。将腐蚀没有贯通板厚的情况判定为自身耐蚀性合格(○)，将腐蚀贯通了板厚的情况评定为自身耐蚀性不合格(×)。
在表5、6表示以上的试验结果和评价结果。
[表5]
表5
[表6]
表6
以下，参照表5、6，对结果进行探讨。首先，本发明例1～18中芯材和焊料的合金组成处于本发明所规定的范围，另外，其制造条件也满足本发明所规定的条件。这些本发明例的制造性也良好，钎焊加热前后的导电率和金属组织也满足条件。并且，这些本发明例中，钎焊加热后的拉伸强度、耐高温压曲性、钎焊性、自身耐蚀性均合格。
接着，对比较例进行探讨。比较例19～26中，芯材的合金组成在本发明所规定的范围外，形成如下所述的结果。
比较例21中，芯材的Si含量过少，因此，在钎焊加热后Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例22中，芯材的Fe含量过少，因此，在钎焊加热后Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例23中，芯材的Si含量过多，并且不满足Si+Fe≤Mn的关系，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例24中，芯材的Fe含量过多，因此，钎焊加热后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例25中，芯材的Mn含量过少，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。另外，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分，因此，钎焊加热后的颗粒间距离变大，另外，这也成为钎焊加热后的强度不合格的原因。并且，芯材的Zn含量过多，因此，自身耐蚀性也不合格。
比较例26中，芯材的Mn含量过多，因此，在冷轧中发生破裂，无法制造钎焊片散热片材料。
比较例27中，芯材的Zr、Ti、Cr、V的含量过多，因此，在冷轧中发生破裂，无法制造钎焊片散热片材料。
比较例28中，芯材的Si和Fe含量的总量超过Mn含量，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。另外，钎焊加热后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热后的颗粒间距离变大，另外，这也成为钎焊加热后的强度不合格的原因。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例29～32中，焊料的合金组成在本发明所规定的范围外，形成如下所述的结果。
比较例29中，焊料的Zn含量过多，因此，自身耐蚀性不合格。
比较例30中，焊料的Si含量过少，因此，钎焊性不合格。另外，焊料的Cu含量过多，因此，自身耐蚀性不合格。
比较例31中，焊料的Si含量过多，因此，耐高温压曲性不合格。另外，焊料的Zn含量过少，因此，自身耐蚀性不合格。
比较例32中，焊料的Fe含量过多，因此，钎焊性和自身耐蚀性不合格。另外，焊料的Cu含量过少，因此，钎焊加热后的强度不合格。
比较例33～52中，制造条件偏离本发明所规定的条件，形成如下所述的结果。
比较例33中，单面平均包层率过小，因此，钎焊加热后的强度和钎焊性不合格。
比较例34中，单面平均包层率过大，因此，耐高温压曲性和自身耐蚀性不合格。
比较例35中，芯材铸块的平均冷却速度过慢，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性也不合格。
比较例36中，芯材铸块的均质化处理温度过高，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。另外，钎焊加热前的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前的颗粒间距离变大，另外，这也成为钎焊加热后的强度不合格的原因。并且，耐高温压曲性也不合格。
比较例37中，层合材料的加热温度过低，因此，发生芯材和焊料的压接不良，无法制造钎焊片散热片材料。
比较例38中，层合材料的加热温度过高，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性也不合格。
比较例39中，热轧率达到10％时的轧制板的温度过低，因此，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例40中，热轧率达到10％时的轧制板的温度过高，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性也不合格。
比较例41中，一次冷轧率过低，因此，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例42中，一次冷轧率过高，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。
比较例43中，退火温度过高，因此，钎焊加热前后的导电率变大。其结果，无法确保芯材的适当的Mn固溶量，钎焊加热后的强度不合格。
比较例44中，在退火工序中再结晶后的二次冷轧率过低，因此，在钎焊加热中发生向芯材的焊料侵蚀，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例45中，在退火工序中再结晶后的二次冷轧率过高，因此，在钎焊加热中发生向芯材的焊料侵蚀，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例46中，退火温度过低，因此，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例47中，在退火工序中未再结晶后的二次冷轧率过高，因此，在钎焊加热中发生向芯材的焊料侵蚀，钎焊加热后的强度不合格。并且，耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性也不合格。
比较例48中，退火温度过低，因此，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
比较例49中，板厚过薄，因此，自身耐蚀性不合格。
比较例50中，板厚过厚，因此，钎焊加热前后的Mn系化合物的形成不充分。其结果，钎焊加热前后的颗粒间距离变大，钎焊加热后的强度不合格。
工业上的可利用性
本发明所涉及的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的钎焊加热后的强度优异，并且具有良好的耐高温压曲性、钎焊性和自身耐蚀性，并且，通过薄壁化能够比以往的材料轻质化，因此，特别是作为汽车的热交换器用途在工业上具有显著的可利用性。
符号说明
1…试验片
2…试验台
3…固定夹具
4…散热片材料
5…板

Claims (16)

1.一种热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
具有铝合金的芯材和包层于该芯材的两面的Al－Si系合金焊料，
所述芯材由铝合金构成，所述铝合金含有Si：0.05～0.8质量％、Fe：0.05～0.8质量％、Mn：0.8～2.0质量％，并且，所述Si、Fe、Mn的含量满足Si+Fe≤Mn的条件，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，所述焊料由Al－Si系合金构成，所述Al－Si系合金含有Si：6.0～13.0质量％、Fe：0.05～0.8质量％，剩余部分包含Al和不可避免的杂质，
在钎焊加热前，该散热片材料具有6～16％的单面平均包层率、40～120μm的厚度和48～54％IACS的导电率，所述芯材的金属组织具有当量圆直径为0.05～0.50μm的Mn系化合物以0.05～0.35μm的平均颗粒间距离存在的分布状态，
在钎焊加热后，该散热片材料具有40～44％IACS的导电率，所述芯材的金属组织具有当量圆直径为0.50μm以下的Mn系化合物以0.45μm以下的平均颗粒间距离存在的分布状态。
2.如权利要求1所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述芯材由还含有Zn：0.3～3.0质量％的铝合金构成。
3.如权利要求1或2所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述芯材由还含有Cu：0.05～0.5质量％的铝合金构成。
4.如权利要求1～3中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述芯材由还含有选自Zr：0.05～0.3质量％、Ti：0.05～0.3质量％、Cr：0.05～0.3质量％和V：0.05～0.3质量％中的1种或2种以上的铝合金构成。
5.如权利要求1～4中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述焊料由还含有Zn：0.3～3.0质量％的Al－Si系合金构成。
6.如权利要求1～5中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述焊料由还含有Cu：0.1～0.7质量％的Al－Si系合金构成。
7.如权利要求1～6中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
所述焊料由还含有Na：0.003～0.05质量％和Sr：0.003～0.05质量％中的至少一种的Al－Si系合金构成。
8.如权利要求1～7中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，其特征在于：
钎焊加热后的拉伸强度为130MPa以上。
9.一种热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，用于制造权利要求1～8中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，所述制造方法的特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造所述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而进行冷轧的一次冷轧工序；在一次冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序；和在退火工序后不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的二次冷轧工序，
在所述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将所述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在所述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在所述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在所述退火工序中，使退火温度为300～450℃，使芯材再结晶，在所述二次冷轧工序中，使冷轧率为10～85％。
10.一种热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，用于制造权利要求1～8中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，所述制造方法的特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造所述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而进行冷轧的一次冷轧工序；在一次冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序；和在退火工序后不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的二次冷轧工序，
在所述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将所述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在所述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在所述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在所述退火工序中，使退火温度为150℃以上且低于300℃，不使芯材再结晶，
在所述二次冷轧工序中，使冷轧率为3～40％。
11.如权利要求9或10所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
在所述二次冷轧工序后，还包括将轧制板以300℃以下的温度进行退火的退火工序。
12.一种热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，用于制造权利要求1～8中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料，所述制造方法的特征在于：
包括：通过半连续铸造法分别铸造所述芯材用和焊料用的铝合金的铸造工序；对在芯材的两面重叠有轧制为规定厚度的焊料的层合材料进行热轧的热层合轧制工序；对热层合轧制工序后的包层材料不在中途进行退火而冷轧至最终板厚的冷轧工序；和在冷轧工序后对包层材料进行退火的退火工序，
在所述芯材的铸造工序中，使将凝固后的芯材铸块从550℃冷却至200℃的平均冷却速度为0.10℃/秒以上，
不设置将所述芯材铸块在510℃以上的温度进行均质化处理的均质化处理工序，
在所述热层合轧制工序中，使层合材料的加热温度为420～500℃，使热轧率达到10％时的轧制板的温度为370～450℃，
在所述一次冷轧工序中，使冷轧率为85.0～99.5％，
在所述退火工序中，使退火温度为150℃以上且低于300℃，不使芯材再结晶。
13.如权利要求9～12中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
在所述芯材的铸造工序后，还包括对芯材铸块在低于510℃的温度进行均质化处理的均质化处理工序。
14.如权利要求9～13中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
在所述芯材的铸造工序中，使熔融液凝固时的平均冷却速度为0.5℃/秒以上。
15.如权利要求9～14中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
在加热所述层合材料时，使直至到达所述加热温度为止的升温时间为15小时以下。
16.如权利要求9～15中任一项所述的热交换器用的铝合金制钎焊片散热片材料的制造方法，其特征在于：
使所述热层合轧制工序的结束时的轧制板温度低于370℃。
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