CN116056824A - 钎焊用单层铝合金材料以及铝结构体的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的钎焊用单层铝合金材料具有如下化学成分：含有Si：1.5质量％以上且3.5质量％以下、Fe：0.05质量％以上且2.00质量％以下、Mn：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Mg：0.005质量％以上且0.500质量％以下、Bi：0.010质量％以上且0.500质量％以下，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，并且具有在Al基体中分散有MgBi系化合物的金属组织。任意截面中的上述MgBi系化合物的面积率为0.05％以上。

Description

钎焊用单层铝合金材料以及铝结构体的制造方法
技术领域
本发明涉及钎焊用单层铝合金材料以及使用了该单层铝合金材料的铝结构体的制造方法。
背景技术
例如，热交换器、机械用零件等的铝制品具有由铝材(包括铝和铝合金，以下相同)构成的多个零件。这些零件大多通过具有芯材和设置于芯材的至少一个面上的钎料的钎焊板而被钎焊。作为铝材的钎焊方法，大多使用助焊剂钎焊法，在该助焊剂钎焊法中，在接合预定部、即想通过钎焊进行接合的部分的表面涂布助焊剂而进行钎焊。
然而，在助焊剂钎焊法中，钎焊结束后，助焊剂、其残渣会附着在铝制品的表面。根据铝制品的用途，这些助焊剂、其残渣有时会引起问题。例如，在搭载有电子零件的热交换器中，在其制造时因助焊剂残渣有可能产生表面处理性劣化等问题。此外，例如在水冷式的热交换器中，还有可能产生在制冷剂通路中发生因焊剂等引起的堵塞等问题。进而，为了去除助焊剂、其残渣，需要进行酸洗处理，近年来，该处理的成本负担被视为问题。
为了解决该问题，提出了不在接合预定部的表面涂布助焊剂而在不活泼气体氛围中进行钎焊的、所谓的无助焊剂钎焊法。无助焊剂钎焊法中所使用的钎焊板在其层叠结构中的至少1层中包含具有将氧化覆膜脆化、或破坏氧化覆膜的作用的元素。作为这种元素，大多使用Mg(镁)。
钎焊板通过将芯材的原板与钎料的原板覆层接合而制作覆层材料后，通过对该覆层材料进行轧制而制作。因此，钎焊板存在制造成本较高的问题。
此外，例如在汽车用热交换器等领域中，以轻量化、提高热交换性能等为目的，要求使钎焊板的板厚更薄。如果想要使钎焊板的板厚变薄，则钎料的厚度极薄，因此在钎焊板的制造过程中，难以将钎料的厚度控制在期望的范围。
针对这些问题，提出了一种单层的铝合金材料，其构成为通过加热生成微量的熔液且能够与对象材料钎焊。作为这种铝合金材料的例子，例如在专利文献1中公开了含有0.2质量％以上且2.0质量％以下的Mg的单层的铝合金材料。
此外，专利文献2中公开了一种单层的铝合金材料，其含有Si：1.0质量％～5.0质量％、Fe：0.01质量％～2.0质量％，还含有选自Mg：2.0质量％以下、Cu：1.5质量％以下以及Mn：2.0质量％以下中的1种或2种以上，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：专利第5021097号
专利文献2：专利第5337326号
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1、专利文献2中记载的铝合金材料包含比较容易被氧化的Mg，因此在表面容易形成氧化覆膜。特别是，在钎焊气氛中的水分浓度、氧浓度比较高的情况下，因钎焊气氛中的水分、氧与Mg的反应，在铝合金材料的表面形成牢固的氧化覆膜，导致钎焊性的劣化。
本发明是鉴于这样的背景而完成的，其目的在于提供一种即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够不使用助焊剂而进行钎焊的单层铝合金材料以及使用了该单层铝合金材料的铝结构体的制造方法。
用于解决课题的方案
本发明的一方式是钎焊用单层铝合金材料，其具有如下化学成分：含有Si(硅)：1.5质量％以上且3.5质量％以下、Fe(铁)：0.05质量％以上且2.00质量％以下、Mn(锰)：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Mg(镁)：0.005质量％以上且0.500质量％以下、Bi(铋)：0.010质量％以上且0.500质量％以下，剩余部分由Al(铝)和不可避免的杂质构成，
并且具有在Al基体中分散有MgBi系化合物的金属组织，
在任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率为0.05％以上。
发明效果
所述钎焊用单层铝合金材料(以下，称为“铝材”)中包含Mg和Bi这两者。所述铝材至少将化学成分设为所述特定的范围，从而能够在所述铝材中形成MgBi系化合物。
所述铝材中包含在任意截面中的面积率为0.05％以上的量的MgBi系化合物。通过在铝材中形成所述特定量的MgBi化合物，能够减少固溶在Al基体中的Mg的量，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够抑制在钎焊加热的初期阶段的铝材表面的氧化覆膜的生长。
此外，所述铝材中的MgBi系化合物在所述铝材开始熔融之前熔融，形成包含Mg和Bi的熔液。该熔液中的Mg和Bi在材料表面扩散，从而在所述铝材开始熔融之前，能够在某种程度上破坏存在于所述铝材或对象材料的表面的氧化覆膜。
如果进一步进行钎焊加热，则所述铝材熔融，形成熔液。如前所述，存在于所述铝材、对象材料的表面的氧化覆膜在形成所述铝材的熔液之前，被由MgBi系化合物产生的Mg和Bi某种程度地破坏。因此，由铝材产生的熔液能够容易地在对象材料的表面蔓延。
此外，所述铝材通过将化学成分设为所述特定的范围，能够在熔液中浓缩Mg和Bi。因此，如果铝材的熔液与对象材料的表面接触，则能够进一步促进残存于对象材料的表面的氧化覆膜的破坏。根据以上的结果，利用所述铝材，能够不使用助焊剂而容易地形成无缺陷的钎焊接合。
因此，利用所述钎焊用单层铝合金材料，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够不使用助焊剂而进行与对象材料的钎焊。
附图说明
图1是说明Mg从铝材浓缩至熔液中的原理的说明图。
图2是几乎不发生Mg向熔液中浓缩的例子的说明图。
图3是实施例2中的微芯(mini core)试验体的立体图。
图4是实施例2中的板与波纹翅片的钎焊接合的局部放大截面图。
具体实施方式
(钎焊用单层铝合金材料)
所述钎焊用单层铝合金材料由具备所述化学成分的铝合金的单一的层构成。对所述铝材的化学成分及其限定理由进行说明。
·Si(硅)：1.5质量％以上且3.5质量％以下
在所述铝材中，作为必须成分，包含1.5质量％以上且3.5质量％以下的Si。通过使所述铝材中的Si的含量为1.5质量％以上，能够通过钎焊加热生成包含Al、Si、Mg和Bi的微量的熔液，进行与对象材料的钎焊。Si的含量优选为2.0质量％以上。在该情况下，能够使因钎焊加热而产生的熔液的量更多，进一步提高钎焊性。在Si的含量小于1.5质量％的情况下，由于因钎焊加热而产生的熔液的量不足，因此有可能导致钎焊性的劣化。
另一方面，如果Si的含量过多，则在钎焊加热时铝材的熔解量变多，有可能导致铝材的强度降低。其结果，在钎焊中有可能无法维持包含所述铝材的组装体的形状。从避免该问题的观点出发，将Si的含量设为3.5质量％以下。从同样的观点出发，Si的含量优选设为3.0质量％以下。
此外，通过将Si的含量设为所述特定的范围，能够在通过钎焊加热而从所述铝材产生的熔液中浓缩Mg。其结果，能够通过较少量的Mg高效地破坏对象材料的氧化覆膜，进行与对象材料的钎焊。利用图1和图2对其理由进行说明。
图1和图2均为使用热力学计算系统“Thremo-Calc(注册商标)”计算出的Al-Si-Mg三元状态图的温度590℃下的等温截面图。从图的左下顶点到右下顶点延伸的轴表示Mg的含量(单位：质量％)，从左下顶点到上方顶点延伸的轴表示Si的含量(单位：质量％)。
此外，用记号L表示的区域是液相状态，用记号S表示的区域是固相状态，记号L+S表示的区域是固相和液相的共存状态，固相状态与所述共存状态的边界是固相线a，所述共存状态与液相状态的边界是液相线b。在表示固相和液相的共存状态的区域内，以虚线表示各种组成中的连接线。
在将具有图1中的连接线t1上的点P1所示的组成的铝材加热至590℃的情况下，铝材极其微弱地熔解，形成微量的熔液。此时的熔液的组成为由配置有点P1的连接线t1与液相线b的交点Q1表示的组成。
根据图1，如果将点P1处的Mg的含量与点Q1处的Mg的含量进行比较，则点Q1处的Mg的含量比点P1处的Mg的含量多。因此，在对具有点P1所示的组成的铝材进行加热的情况下，熔液中的Mg的含量比加热前的铝材中的Mg的含量多，可理解为Mg在熔液中被浓缩。
另一方面，在图2中示出了点P2，该点P2是从点P1表示的组成按照成为连接线t2上的组成的方式仅增加了Si的含量的点。在将具有点P2所示的组成的铝材加热至590℃的情况下，铝材熔解而形成熔液。此时的熔液的组成为由配置有点P2的连接线t2与液相线b的交点Q2表示的组成。
根据图2，如果将点P2处的Mg的含量与点Q2处的Mg的含量进行比较，则可理解为点Q2处的Mg的含量与点P2处的Mg的含量为相同的程度。因此，可以理解为在对具有点P2所示的组成的铝材进行加热的情况下，熔液中的Mg的含量成为与加热前的铝材相同的程度，几乎未发生Mg向熔液中的浓缩。
在所述铝材中，实际上不仅包含Al、Si以及Mg，还包含Fe、Bi等其他元素。因此，熔液中的Mg的含量有时与基于所述Al-Si-Mg三元状态图的值略有不同。但是，本发明人等进行了深入研究，结果发现，通过使铝材中的Si量为所述特定的范围，能够在铝材的熔液中有效地浓缩Mg，从而完成了本发明。
·Mg(镁)：0.005质量％以上且0.500质量％以下
在所述铝材中，作为必须成分，包含0.005质量％以上且0.500质量％以下的Mg。所述铝材中的Mg原子以固溶在Al基体中的固溶Mg、MgBi系化合物等方式存在。Mg具有破坏存在于所述铝材或与所述铝材接合的对象材料的表面的氧化覆膜的作用。通过使铝材中的Mg的含量为所述特定的范围，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够在与对象材料之间形成无缺陷的钎焊接合。
在铝材中的Mg的含量小于0.005质量％的情况下，铝材的熔液中的Mg的含量不足，因此有可能导致钎焊性的劣化。因此，从避免因Mg不足引起钎焊性劣化的观点出发，将所述铝材中的Mg的含量设为0.005质量％以上。从使熔液中的Mg的含量更多的观点出发，优选使所述铝材中的Mg的含量为0.010质量％以上，更优选为0.020质量％以上。
另一方面，如果Mg的含量过多，则因在钎焊气氛中微量含有的水分、氧与Mg的反应会在铝材的表面形成牢固的氧化覆膜，有可能导致钎焊性的劣化。此外，在该情况下，钎焊中铝材的强度降低，有可能发生铝材的变形、屈曲。从避免这些问题的观点出发，将所述铝材中的Mg的含量设为0.500质量％以下。从同样的观点出发，所述铝材中的Mg的含量优选为0.200质量％以下，更优选为0.050质量％以下。
此外，所述铝材优选构成为：在将所述铝材在590℃下加热的情况下，能够形成Mg的含量为0.010质量％以上、且相对于加热前的所述铝材中的Mg的含量为1.5倍以上的熔液。
根据该铝材，即使在铝材中的Mg的含量比较少的情况下也能够充分地增加熔液中的Mg量。其结果，能够在钎焊时破坏存在于对象材料的表面的氧化覆膜，进一步提高钎焊性。
从进一步提高钎焊性的观点出发，所述铝材优选构成为在590℃下加热的情况下，能够形成Mg的含量为0.030质量％以上的熔液，进一步优选构成为能够形成0.100质量％以上的熔液。
·Bi(铋)：0.010质量％以上且0.500质量％以下
在所述铝材中，作为必须成分，包含0.010质量％以上且0.500质量％以下的Bi。所述铝材中的Bi与Mg一起形成MgBi系化合物。Bi具有使因钎焊加热而产生的熔液的流动性提高、并且使存在于所述铝材中或与所述铝材接合的对象材料的表面的氧化覆膜脆化的作用。
通过将所述铝材中的Bi的含量设为0.010质量％以上，Bi容易在氧化覆膜中被浓缩。而且，通过在氧化覆膜中浓缩Bi，使由Bi引起的氧化覆膜脆化的效果和由Mg引起的氧化覆膜破坏的效果协同地发挥作用，能够有效地破坏氧化覆膜。此外，通过使所述铝材中的Bi的含量为0.010质量％以上，能够提高熔液的流动性。其结果，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够提高钎焊性。在所述铝材中的Bi的含量小于0.010质量％的情况下，由Bi引起的所述作用效果不充分，有可能导致钎焊性劣化。
另一方面，在Bi的含量过多的情况下，在所述铝材的制造过程中Bi单质容易析出，有可能导致所述铝材的制造性的降低。从避免该问题的观点出发，将Bi的含量设为0.500质量％以下。从同样的观点出发，Bi的含量优选为0.200质量％以下，更优选为0.100质量％以下。
·MgBi系化合物的面积率：0.05％以上
所述铝材具有在Al基体中分散有包含Mg和Bi的MgBi系化合物的金属组织。在所述铝材的任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率为0.05％以上。
如果在Al基体中形成作为第二相颗粒的MgBi系化合物，则固溶在Al基体中的固溶Mg的量相对变少，因此Al基体难以氧化。通过在铝材中形成在任意截面中的面积率成为0.05％以上的量的MgBi系化合物，能够抑制在钎焊的初始阶段中的所述铝材表面的氧化覆膜的生长。
此外，进行钎焊，所述铝材的温度上升，则MgBi系化合物熔解，形成含有Mg和Bi的熔液。该熔液作为向材料表面的Mg和Bi的供给源发挥作用。因此，通过在铝材中形成MgBi系化合物，在所述铝材熔融为止的期间，能够在某种程度上破坏存在于所述铝材、对象材料的表面的氧化覆膜。此外，在所述铝材熔融后，Mg和Bi从熔解的MgBi系化合物被供给至所述铝材的熔液，从而能够充分提高熔液中的Mg浓度和Bi浓度。其结果，能够有效地破坏存在于所述铝材和对象材料的表面的氧化覆膜。
因此，通过将所述铝材的任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率设为0.05％以上，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够抑制所述铝材、对象材料的氧化并进行钎焊。从更可靠地发挥所述作用效果的观点出发，所述铝材的任意截面中的MgBi系化合物的面积率优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。
从进一步提高所述作用效果的观点出发，铝材的任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率没有上限，但在具备所述特定化学成分的铝材中，通常MgBi系化合物的面积率为20％以下。MgBi系化合物的面积率优选为10％以下，更优选为7％以下，进一步优选为5％以下。
·Fe(铁)：0.05质量％以上且2.00质量％以下
在所述铝材中，作为必须成分，包含0.05质量％以上且2.00质量％以下的Fe。Fe作为结晶物分散在所述铝材中，特别是具有抑制高温下的强度降低的作用。通过将Fe的含量设为0.05质量％以上，能够充分得到该作用效果。从更有效地抑制高温下的强度降低的观点出发，优选将Fe的含量设为0.10质量％以上。
在Fe的含量小于0.05质量％的情况下，所述铝材的高温下的强度有可能降低。此外，在该情况下，在制作所述铝材时需要使用高纯度的锭块，成本增加。
另一方面，在Fe的含量超过2.00质量％的情况下，在所述铝材的制造过程中，在铸造时容易生成粗大的金属间化合物。此外，在该情况下，因钎焊时的再结晶，Al基体的晶粒容易微细化。其结果，Al基体的晶界密度增加，有可能容易发生屈曲。
·Mn(锰)：0.1质量％以上且2.0质量％以下
在所述铝材中，作为必须成分，包含0.1质量％以上且2.0质量％以下的Mn。Mn在所述铝材中形成Al-Mn-Si系的金属间化合物，具有通过分散强化来提高所述铝材的强度的作用。此外，Mn固溶于Al基体中，具有通过固溶强化来提高所述铝材的强度的作用。
通过将所述铝材中的Mn的含量设为0.1质量％以上，能够通过分散强化和固溶强化来提高所述铝材的强度。进而，对于所述铝材而言，通过所述的分散强化和固溶强化，能够抑制钎焊加热中的强度的降低，抑制铝材的变形、屈曲的发生。在Mn的含量小于0.1质量％的情况下，由Mn产生的强度提高的效果降低，有可能容易发生所述铝材的变形、屈曲。
另一方面，在Mn的含量过多的情况下，在所述铝材的制造过程中容易形成粗大的金属间化合物。如果在包含该粗大的金属间化合物的状态下进行轧制，则有可能容易产生针孔。从避免该问题的观点出发，将Mg的含量设为2.0质量％以下。
所述铝材的化学成分可以仅由所述的必须成分、Al和不可避免的杂质构成。即，在所述铝材中，可以仅包含Si：1.5质量％以上且3.5质量％以下、Fe：0.015质量％以上且2.00质量％以下、Mn：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Mg：0.005质量％以上且0.500质量％以下、Bi：0.010质量％以上且0.500质量％以下、Al和不可避免的杂质。此外，在所述铝材的化学成分中，除了所述必须成分以外，还可以进一步包含Zn(锌)、In(铟)、Sn(锡)、Cu(铜)、Zr(锆)、Ti(钛)、Sr(锶)、Na(钠)、Sb(锑)等元素作为任意成分。
·Zn：6.0质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且6.0质量％以下的Zn。Zn具有提高钎焊后的铝结构体的耐腐蚀性的作用。如果将所述铝材加热到钎焊温度，则所述铝材中的Zn溶出到熔液中，在熔液中Zn被浓缩。在钎焊后该熔液凝固，从而能够使形成于所述铝材的表面、所述铝材与对象材料之间的钎焊接合的电位降低，使这些部分作为牺牲防腐蚀材料发挥功能。
通过使所述铝材中的Zn的含量多于0质量％，能够发挥该作用效果，进一步提高铝结构体的耐腐蚀性。从进一步提高耐腐蚀性的观点出发，铝材中的Zn的含量优选为0.05质量％以上，更优选为0.5质量％以上。
另一方面，在Zn的含量过多的情况下，有可能导致所述铝材的自身耐腐蚀性的降低。通过使Zn的含量为6.0质量％以下、优选为4.0质量％以下、更优选为3.0质量％以下，能够更可靠地避免该问题。
In：0.1质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且0.1质量％以下的In。In与Zn同样地具有提高钎焊后的铝结构体的耐腐蚀性的作用。如果将所述铝材加热到钎焊温度，则所述铝材中的In溶出到熔液中，在熔液中In被浓缩。在钎焊后该熔液凝固，从而能够使形成于所述铝材的表面、所述铝材与对象材料之间的钎焊接合的电位降低，使这些部分作为牺牲防腐蚀材料发挥功能。
通过使所述铝材中的In的含量多于0质量％，能够发挥该作用效果，进一步提高铝结构体的耐腐蚀性。从进一步提高耐腐蚀性的观点出发，铝材中的In的含量优选为0.005质量％以上，更优选为0.01质量％以上。
另一方面，在In的含量过多的情况下，有可能导致所述铝材的自身耐腐蚀性的降低。通过使In的含量为0.1质量％以下、优选为0.05质量％以下，能够更可靠地避免该问题。
Sn：0.1质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且0.1质量％以下的Sn。Sn与Zn同样地具有提高钎焊后的铝结构体的耐腐蚀性的作用。如果将所述铝材加热到钎焊温度，则所述铝材中的Sn溶出到熔液中，在熔液中Sn被浓缩。在钎焊后该熔液凝固，从而能够使形成于所述铝材的表面、所述铝材与对象材料之间的钎焊接合的电位降低，使这些部分作为牺牲防腐蚀材料发挥功能。
通过使所述铝材中的Sn的含量多于0质量％，能够发挥该作用效果，进一步提高铝结构体的耐腐蚀性。从进一步提高耐腐蚀性的观点出发，铝材中的Sn的含量优选为0.005质量％以上，更优选为0.01质量％以上。
另一方面，在Sn的含量过多的情况下，有可能导致所述铝材的自身耐腐蚀性的降低。通过使Sn的含量为0.1质量％以下、优选为0.05质量％以下，能够更可靠地避免该问题。
Cu：0.6质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且0.6质量％以下的Cu。Cu固溶于Al基体中而具有提高所述铝材的强度的作用。通过使所述铝材中的Cu的含量多于0质量％，能够发挥该作用效果，进一步提高铝材的强度。从进一步提高铝材的强度的观点出发，铝材中的Cu的含量优选为0.05质量％以上。
另一方面，如果Cu的含量过多，则在钎焊加热时铝材的熔解量变多，导致铝材的强度降低。其结果，在钎焊中有可能无法维持组装体的形状。此外，在Cu的含量过多的情况下，有可能导致所述铝材的耐腐蚀性的降低。通过使Cu的含量为0.6质量％以下、优选为0.4质量％以下、进一步优选为0.2质量％以下，能够更可靠地避免这些问题。
Zr：0.3质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且0.3质量％以下的Zr。Zr具有提高钎焊前和钎焊后的强度，并且使钎焊后的晶体粒径粗大化，提高耐高温屈曲性和钎焊性的作用。通过使铝材中的Zr的含量多于0质量％，能够发挥该作用效果，进一步提高钎焊前和钎焊后的强度，并且进一步提高耐高温屈曲性和钎焊性。
另一方面，在铝材中的Zr的含量过多的情况下，在所述铝材的制造过程中容易生成粗大的结晶物。通过使所述铝材中的Zr的含量为0.3质量％以下，能够更可靠地避免该问题。
Ti：0.3质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含0质量％以上且0.3质量％以下的Ti。Ti具有下述作用：固溶于Al基体中而提高强度，并且层状地分布于所述铝材中而防止板厚方向的腐蚀的发展。通过使所述铝材中的Ti的含量多于0质量％，能够发挥这些作用效果。
另一方面，如果Ti的含量过多，则在所述铝材的制造过程中容易形成粗大的金属间化合物。如果在包含该粗大的金属间化合物的状态下进行轧制，则铝材有可能容易以粗大的金属间化合物为起点而破裂。通过使所述铝材中的Ti的含量为0.3质量％以下、优选为0.2质量％以下，能够更可靠地避免该问题。
·Sr：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下、Sb：0.3质量％以下
在所述铝材中，作为任意成分，可以包含选自由0质量％以上且0.1质量％以下的Sr、0质量％以上且0.1质量％以下的Na以及0质量％以上且0.3质量％以下的Sb组成的组中的1种或2种以上的元素。这些元素具有使所述铝材中的Si颗粒微细化、使Si颗粒均匀地分散在铝材表面的作用。Si颗粒成为形成熔液的起点，因此通过使Si颗粒均匀地分散在铝材表面，能够在铝材表面均匀地形成熔液。
通过使所述铝材中的所述元素的含量多于0质量％，能够在铝材表面均匀地形成熔液，通过与对象材料的被接合部供给大量的熔液。其结果，能够提高钎焊性。另一方面，在所述元素的含量过多的情况下，在铸造时容易形成这些元素与Mg、Bi的化合物，有可能难以进行铸造。通过将Sr的含量、Na的含量和Sb的含量分别设为所述特定的范围，能够容易地避免该问题。从同样的观点出发，Sr的含量优选为0.05质量％以下，Na的含量优选为0.05质量％以下，Sb的含量优选为0.2质量％以下。
此外，在所述铝材中，作为不可避免的杂质，可以包含Ag、B、Be、Ca、Cd、Co、Ga、Ge、Hg、Li、Mo、Ni、P、Pb、V、Y等元素。作为不可避免的杂质的这些元素的含量，通常关于各元素为0.05质量％以下。此外，所述铝材中所含的不可避免的杂质的合计优选为0.15质量％以下。
所述铝材的形状没有特别限定。例如，所述铝材可以是板材，也可以是棒材。在所述铝材为板材的情况下，所述铝材优选具有小于0.15mm的板厚。如上所述，对于以往的钎焊板而言，如果想要使钎焊板整体的板厚变薄，则钎料的厚度有可能变得极薄，存在难以将钎料的厚度控制在所期望的范围的问题。
所述铝材会因钎焊加热而极其微弱地熔融，使熔液从其整个面渗出。因此，即使在板厚薄的情况下也能够产生足够量的熔液。此外，由于所述铝材由单一的层构成，因此与以往的钎焊板相比，能够降低制造成本。因此，板厚越薄，由所述铝材产生的钎焊性提高以及制造成本降低的效果越高。特别是在小于0.15mm的极薄板厚的情况下，所述铝材在钎焊性和成本这两个方面比以往的钎焊板更有利。
(铝结构体的制造方法)
使用了所述铝材的钎焊例如可以如下进行。首先，制作包含所述铝材的组装体。组装体可以仅由所述铝材构成，也可以包含所述铝材和除此以外的铝制零件。
例如，在制作作为铝结构体的热交换器的情况下，通过将由所述铝材制作的波纹翅片和另外准备的扁平多孔管交替层叠，能够制作作为组装体的热交换器芯。进而，也可以在该热交换器芯安装集管等。
在不涂布助焊剂、温度为580～590℃的范围内且时间为30秒以上的加热条件下对该组装体实施加热。钎焊时的气氛优选为不活泼气体氛围。作为不活泼气体，例如可以使用氮、氩等。不活泼气体的露点优选为-35℃以下，更优选为-50℃以下，特别优选为-60℃以下。此外，不活泼气体氛围中的氧浓度优选为200体积ppm以下，更优选为100体积ppm以下，进一步优选为10体积ppm以下，特别优选为5体积ppm以下。
所述铝材具有所述特定的化学成分，并且具有在Al基体中分散有MgBi系化合物的金属组织，因此作为无助焊剂钎焊法，即使在水分、氧的含量比较多、露点为-50℃以下、氧浓度为100体积ppm以下的不活泼气体氛围中也能够显示良好钎焊性。
通过在所述不活泼气体氛围中加热所述组装体，所述铝材熔融，形成熔液。利用该熔液对所述铝材和对象材料进行钎焊，从而能够得到铝结构体。
在使用了所述铝材的铝结构体的制造方法中，优选对所述铝材和在组装体中与所述铝材抵接的对象材料中的至少一者实施蚀刻。
即，优选的是，在使用所述铝材制作铝结构体时，制作组装体，所述组装体包含所述钎焊用单层铝合金材料和与所述钎焊用单层铝合金材料抵接的对象材料，并且对所述钎焊用单层铝合金材料和所述对象材料中的至少一者实施蚀刻，在温度为580～590℃的范围内且时间为30秒以上的加热条件下加热所述组装体，由此使所述单层铝合金材料的一部分熔融而形成熔液，通过所述熔液对所述组装体进行钎焊而制作所述铝结构体。
如此，通过在对铝材和对象材料中的至少一者实施了蚀刻的状态下进行钎焊，能够在存在于想要形成钎焊接合的部分的氧化覆膜更脆弱的状态下进行钎焊。其结果，即使在包含较多水分、氧的不活泼气体氛围中也能够进一步提高钎焊性。
对铝材和/或对象材料进行蚀刻的时机只要在进行钎焊加热前就没有特别限定。例如，可以使用预先实施了蚀刻的铝材或对象材料制作组装体，也可以在制作组装体后，对每个组装体进行蚀刻。
蚀刻的方法没有特别限定，例如可以采用使铝材和/或对象材料与酸或碱接触的方法。在蚀刻中，可以在蚀刻前将存在于铝材或对象材料的表面上的氧化覆膜完全去除，也可以将氧化覆膜的一部分去除。此外，也可以在蚀刻完成之后，根据需要进行水洗、因蚀刻产生的灰垢的去除等后处理。
实施例
以下对所述钎焊用单层铝合金材料的实施例进行说明。应予说明，本发明涉及的钎焊用单层铝合金材料及其制造方法的具体的方式并不限于以下的实施例，能够在不损害本发明的主旨的范围内适当地变更构成。
(实施例1)
在本例中，对所述钎焊用单层铝合金材料及其制造方法的例子进行说明。本例的铝材具有如下化学成分：含有Si：1.5质量％以上且3.5质量％以下、Fe：0.05质量％以上且2.00质量％以下、Mn：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Mg：0.005质量％以上且0.500质量％以下、Bi：0.010质量％以上且0.500质量％以下，并且作为任意成分含有Cu：0质量％以上且0.6质量％以下以及Sr：0质量％以上且0.1质量％以下中的1种或2种元素，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成。此外，本例的铝材具有在Al基体中分散有MgBi系化合物的金属组织，在任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率为0.05％以上。以下，将铝材的更具体的构成与制造方法一起进行说明。
[铝材的制造方法]
本例的铝材例如可以通过对通过双辊式连续铸造轧制法制作的铸造板进行轧制来制作。具体而言，首先，利用双辊式连续铸造轧制法，制作具备表1所示的化学成分的铸造板。铸造时的熔融金属的温度例如可以从650～800℃的范围内适当设定。此外，铸造速度例如可以从0.5～2.0mm/分钟的范围适当设定。铸造板的尺寸没有特别限定，例如厚度为6mm。应予说明，表1中的记号“-”表示该元素的含量为基于发光分光分析装置(所谓的光量计)的检测极限以下，记号“Bal.”表示剩余部分。
然后，根据所期望的厚度和材质类型适当组合实施轧制和热处理，由此能够得到铝材。例如，在想要得到具有0.20mm的厚度、调质为O材的铝材的情况下，将铸造板在360℃的温度下保持3小时来进行中间退火。对中间退火后的铸造板实施冷轧而制成厚度为0.20mm的轧制板后，将轧制板在360℃的温度下保持3小时进行退火即可。
此外，在想要得到具有0.070mm的厚度、调质为H14材的铝材的情况下，对铸造后的铸造板实施冷轧而制成厚度为0.100mm的轧制板。接着，将轧制板在360℃的温度下保持3小时进行中间退火。然后，对中间退火后的轧制板进一步实施冷轧而使厚度为0.070mm即可。
通过以上处理，能够得到具备所述特定的化学成分和金属组织的铝材(表1、试验材S1～S8及试验材S15～S17)。应予说明，表1所示的试验材S9～S14以及S18～S25是用于与试验材S1～S8以及试验材S15～S17的比较的试验材。各试验材的化学成分、材质类型以及厚度如表1所示。关于表1所示的试验材S11、S14、S21、S23以及S25，由于化学成分中的Bi、Fe、Mn或Sr的含量比所述特定的范围多，因此难以通过双辊式连续铸造轧制法来制作铸造板。因此，对于这些试验材，省略以后的评价。
应予说明，在所述的制造方法中，对从基于双辊式连续铸造轧制法得到的铸造板制作铝材的方法的例子进行了说明，但铸造板的制作方法不限于双辊式连续铸造轧制法，也可以采用DC铸造等其他方法。在从基于DC铸造法得到的铸造板制作铝材的情况下，例如采用以下的条件即可。
即，首先，通过DC铸造法制作具有表1所示的化学成分的铸锭后，将铸锭在520℃的温度下保持3小时进行均质化处理。然后，在保持520℃的温度的状态下进行热轧，得到厚度为3mm的轧制板。根据所期望的厚度和材质类型对该轧制板适当组合实施轧制和热处理，从而能够得到铝材。例如，在想要得到具有0.070mm的厚度、调质为H14材的铝材的情况下，对轧制板实施冷轧而使厚度为0.097mm。接着，将轧制板在360℃的温度下保持3小时进行中间退火。然后，对中间退火后的轧制板进一步实施冷轧而使厚度为0.070mm即可。
[MgBi系化合物的面积率的测定]
铝材中的MgBi系化合物的面积率的测定方法如下所述。首先，将铝材切断，制作露出L-ST面(即，相对于铝材的轧制方向和厚度方向这两者平行的面)的试样。对试样的L-ST面进行镜面研磨后，在L-ST面蒸镀金。然后，使用EPMA(即，电子探针显微分析仪)进行面分析，取得L-ST面中的Bi的元素图谱。然后，通过对Bi的元素图谱进行图像分析，计算出Bi相对于视野面积的面积率。
据推测：在本发明涉及的铝材的化学成分的范围内，Bi仅作为MgBi系化合物存在。因此，在本例中，能够将基于Bi的元素图谱而算出的Bi的面积率视为MgBi系化合物的面积率。各试验材的MgBi系化合物的面积率为表1所示的值。
【表1】
Figure BDA0004121293300000191
(实施例2)
在本例中，使用在实施例1中得到的铝材，制作了模拟热交换器的芯的微芯试验体，基于微芯试验体的钎焊结果进行钎焊性和耐屈曲性的评价。
[微芯试验体的制作]
如图3所示，本例的微芯试验体1具有2片板2和介于板2彼此之间的波纹翅片3，板2和波纹翅片3通过钎焊接合相互接合。板2的厚度为0.20mm。波纹翅片3的厚度为0.070mm、宽度为16mm、突起高度为10mm、间距为3mm。此外，板2与波纹翅片3抵接的部分的数量合计为20处。
作为板2，具体而言，使用由实施例1中的试验材S1～S6、S9～S10、S12～S13或A3003合金构成的厚度为0.20mm的板材中的任一者。此外，作为波纹翅片3，使用由实施例1中的试验材S7～S8或A3003合金构成的厚度为0.070mm的板材中的任一者。
在制作微芯试验体1时，首先，如表2所示，对板2或波纹翅片3的任一者实施蚀刻。具体而言，将板2或波纹翅片3在蚀刻液浸渍90秒，去除存在于它们表面的氧化覆膜。然后，将实施了蚀刻的板2或波纹翅片3进行水洗，接着使其干燥。作为蚀刻液，例如可以使用2％氢氟酸水溶液与1％硝酸水溶液的混合液。
以表2所示的组合将如此准备的板2和波纹翅片3层叠，制作组装体。应予说明，在制作组装体时，不进行向板2和波纹翅片3的助焊剂的涂布。在使用不锈钢制的夹具约束组装体后，将组装体放入钎焊炉内进行钎焊。在本例中，在氧浓度80体积ppm、露点-50℃的氮气氛中进行钎焊。此外，在钎焊中，以从钎焊炉内的温度达到580℃的时刻至到达590℃为止的所需时间为70秒的方式对组装体进行加热。
如果对组装体进行加热，其温度超过试验材(即，钎焊用单层铝合金材料)的固相线，则试验材整体极其微弱地熔融，形成包含Al、Si、Mg以及Bi的熔液。如果从试验材渗出的熔液与存在于试验材、对象材料的表面的氧化覆膜接触，则构成氧化覆膜的Al2O3被Mg还原，形成尖晶石型氧化物(Al2MgO4)。由此，存在于试验材、对象材料的表面的氧化覆膜被破坏，在试验材与对象材料之间形成钎焊接合。
即，例如波纹翅片3由试验材构成的情况下，因从波纹翅片3渗出的熔液，存在于波纹翅片3、板2的表面的氧化覆膜被破坏。并且，如图4所示，在波纹翅片3与板2之间形成有熔液凝固而成的角焊缝4，并且波纹翅片3和板2被钎焊。
通过以上处理，能够得到表2的实验编号A1～A8所示的微芯试验体1。应予说明，表2的实验编号A9～A12所示的微芯试验体1是用于与实验编号A1～A8所示的微芯试验体1的比较的小微芯试验体1。
[钎焊性的评价]
钎焊用单层铝合金材料的钎焊性可以基于微芯试验体1中的板2与波纹翅片3的接合率来评价。具体而言，接合率的计算如下进行。首先，从钎焊后的微芯试验体1剥离波纹翅片3，使形成于板2的角焊缝4的痕迹露出。然后，对遍及在板2的整个宽度方向上形成有角焊缝4的痕迹的数量进行计数。然后，将遍及管的整个宽度方向上形成有角焊缝4的痕迹的数量相对于板2与波纹翅片3抵接的部分的总数(即，20处)的比率作为接合率。
各试验材的钎焊性示于表2的“钎焊性”栏中。应予说明，该栏中记载的记号A～C的含义如下。在钎焊性的评价中，接合率为40％以上的记号A和记号B的情况钎焊性优异，因此判断为合格；接合率小于40％的记号C的情况钎焊性差，因此判断为不合格。
A：接合率为60％以上
B：接合率为40％以上且小于60％
C：接合率小于40％
[耐屈曲性的评价]
钎焊用单层铝合金材料的耐屈曲性的评价可以基于钎焊的波纹翅片3的高度的减少率来评价，所述减少率亦即在以钎焊前的波纹翅片3的高度为基准的情况下因钎焊导致的波纹翅片3的高度的减少量的比率。在钎焊中由钎焊用单层铝合金材料构成的波纹翅片3的强度降低，发生屈曲或变形的情况下，钎焊后的波纹翅片3的高度相对于钎焊前的波纹翅片3的高度变低。
在本例中，计算出具有由钎焊用单层铝合金材料构成的波纹翅片3的微芯试验体1(即，表2的实验编号A7～A8)中的波纹翅片3的高度的减少率。然后，在表2的“耐屈曲性”栏中，在高度的减少率为10％以下的情况下记载为“优(good)”，在超过10％的情况下记载为“劣(Poor)”。应予说明，对于具有由A3003合金构成的波纹翅片3的微芯试验体1，未进行波纹翅片3的高度的减少率的计算，因此在表2的“耐屈曲性”栏中记载了记号“-”。
【表2】
Figure BDA0004121293300000221
表2的实验编号A1～A8所示的微芯试验体1使用了具备所述特定的化学成分的试验材S1～S8(参照表1)。对于这些试验材S1～S8而言，作为无助焊剂钎焊法，即使在水分、氧的含量较多的不活泼气体氛围中也显示出优异的钎焊性，能够提高微芯试验体1中的接合率。这些试验材中，特别是试验材S1～S5和试验材S8与Mg含量比这些试验材的Mg含量多的试验材S6和S7相比显示出优异的钎焊性。
此外，具备所述特定化学成分的钎焊用单层铝合金材料的耐屈曲性也优异。因此，通过使用由该铝材构成的波纹翅片3，能够抑制因钎焊引起的波纹翅片3的高度的减少。
另一方面，表2的实验编号A9所示的微芯试验体1使用了Mg的含量和Bi的含量比所述特定的范围少、且几乎不含MgBi系化合物的试验材S9(参照表1)。试验材S9由于Mg和Bi的量少，因此在钎焊加热中氧化覆膜的破坏不充分，如表2所示，与试验材S1～S8相比钎焊性差。
表2的实验编号A10和实验编号A12所示的微芯试验体1使用了Bi的含量比所述特定的范围少、且几乎未形成MgBi系化合物的试验材S10和试验材S13(参照表1)。这些试验材由于Bi的量少，因此在钎焊加热中氧化覆膜的破坏不充分，如表2所示，与试验材S1～S8相比钎焊性差。
表2的实验编号A11所示的微芯试验体1使用了Mg的含量比所述特定的范围多的试验材S12(参照表1)。试验材S12在钎焊中氧化覆膜容易成长，因此如表2所示，与试验材S1～S8相比钎焊性差。
(实施例3)
在本例中，通过在水分、氧的含量比实施例2少的不活泼气体氛围中进行钎焊，制作微芯试验体1，基于微芯试验体1的钎焊结果进行钎焊性和耐屈曲性的评价。应予说明，对于在本例中使用的符号中的与在已出现的例子中使用的符号相同的符号，只要没有特别说明，则表示与已出现的例子中的构成要素相同的构成要素。
[微芯试验体的制作]
本例的微芯试验体1的结构与实施例2相同。
作为板2，具体而言，使用由实施例1中的试验材S15～S17或A3003合金构成的厚度为0.20mm的板材中的任一者。此外，作为波纹翅片3，使用由实施例1中的试验材S18～S20、S22、S24或A3003合金构成的厚度为0.070mm的板材中的任一者。
在本例中，对板2实施蚀刻后，如表3所示，与波纹翅片3组合而制作组装体。用于蚀刻的蚀刻液和蚀刻条件与实施例2相同。在使用不锈钢制的夹具约束组装体后，将组装体放入钎焊炉进行钎焊。在本例中，在氧浓度为1体积ppm、露点为-70℃的氮气氛中进行钎焊。此外，在钎焊中，以从钎焊炉内的温度达到580℃的时刻至到达590℃为止的所需时间成为70秒的方式对组装体进行加热。
通过以上处理，能够得到表3的实验编号B1～B3所示的微芯试验体1。应予说明，表3的实验编号B4～B8所示的微芯试验体1是用于与实验编号B1～B3所示的微芯试验体1的比较的微芯试验体1。
表3中示出使用本例的微芯试验体1的钎焊用单层铝合金材料的钎焊性和耐屈曲性的评价结果。应予说明，钎焊性和耐屈曲性的评价方法与实施例2相同。
【表3】
Figure BDA0004121293300000241
表3的实验编号B1～B3所示的微芯试验体1使用了具备所述特定化学成分的试验材S15～S17(参照表1)。这些试验材S15～S17即使在水分、氧的含量比较少的气氛中也显示出优异的钎焊性，能够提高微芯试验体1中的接合率。
另一方面，实验编号B4所示的微芯试验体1使用了Si的含量比所述特定的范围少的试验材S18(参照表1)。对于试验材S18而言，在钎焊中能够向被接合部供给的熔液的量少，因此如表3所示，与试验材S15～S17相比钎焊性差。
实验编号B5所示的微芯试验体1使用了Si的含量比所述特定的范围多的试验材S19(参照表1)。对于试验材S19而言，在钎焊中形成的熔液的量过多，因此无法保持强度，如表3所示，与试验材S15～S17相比钎焊性和耐屈曲性差。
实验编号B6所示的微芯试验体1使用了Fe的含量比所述特定的范围少的试验材S20(参照表1)。对于试验材S20而言，高温下的强度容易降低，因此如表3所示，与试验材S15～S17相比钎焊性和耐屈曲性差。
实验编号B7所示的微芯试验体1使用了Mn的含量比所述特定的范围少的试验材S22(参照表1)。对于试验材S22而言，强度容易降低，因此如表3所示，与试验材S15～S17相比钎焊性和耐屈曲性差。
实验编号B8所示的微芯试验体1使用了如表1所示Cu的含量比所述特定的范围多的试验材S24。对于试验材S24而言，钎焊中的熔解量变得过多，强度容易降低，因此如表3所示，与试验材S15～S17相比钎焊性和耐屈曲性差。

Claims (4)

1.一种钎焊用单层铝合金材料，其特征在于，
具有如下化学成分：
含有Si：1.5质量％以上且3.5质量％以下、Fe：0.05质量％以上且2.00质量％以下、Mn：0.1质量％以上且2.0质量％以下、Mg：0.005质量％以上且0.500质量％以下、Bi：0.010质量％以上且0.500质量％以下，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，并且
具有在Al基体中分散有MgBi系化合物的金属组织，
所述钎焊用单层铝合金材料的任意截面中的所述MgBi系化合物的面积率为0.05％以上。
2.根据权利要求1所述的钎焊用单层铝合金材料，其中，
在所述钎焊用单层铝合金材料中还包含选自由Zn：6.0质量％以下、In：0.1质量％以下、Sn：0.1质量％以下、Cu：0.6质量％以下、Zr：0.3质量％以下以及Ti：0.3质量％以下组成的组中的1种或2种以上元素。
3.根据权利要求1或2所述的钎焊用单层铝合金材料，其中，
在所述钎焊用单层铝合金材料中还包含选自由Sr：0.1质量％以下、Na：0.1质量％以下以及Sb：0.3质量％以下组成的组中的1种或2种以上元素。
4.一种铝结构体的制造方法，其为使用了权利要求1～3中任一项所述的钎焊用单层铝合金材料的铝结构体的制造方法，
所述制造方法包括：
制作组装体，所述组装体包含所述钎焊用单层铝合金材料和与所述钎焊用单层铝合金材料抵接的对象材料，并且，对所述钎焊用单层铝合金材料和所述对象材料中的至少一者实施了蚀刻，
在温度为580℃～590℃的范围内且时间为30秒以上的加热条件下对所述组装体进行加热，由此使所述钎焊用单层铝合金材料的一部分熔融而形成熔液，
利用所述熔液对所述组装体进行钎焊而制作所述铝结构体。
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