DE112014003155T5

DE112014003155T5 - Aluminiumlegierungshartlötblech und Verfahren für dessen Herstellung

Info

Publication number: DE112014003155T5
Application number: DE112014003155.0T
Authority: DE
Inventors: Atsushi Fukumoto; Akio Niikura
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2013-07-05
Filing date: 2014-06-12
Publication date: 2016-03-24
Also published as: BR112015030253A2; CN105339514A; JPWO2015001725A1; CZ201654A3; WO2015001725A1; JP6106748B2; CN105339514B; US10436528B2; US20160169600A1

Abstract

[Problem] Ein Aluminiumlegierungshartlötblech wird bereitgestellt, welches dünn ist aber eine hervorragende Schweißfähigkeit und Festigkeit nach Hartlöten aufweist. [Mittel zur Lösung] Ein Aluminiumlegierungshartlötblech, das ein Kernmaterial mit einer Aluminiumlegierung, einer auf Al-Si basierenden Hartlötfüllstoffmetallplattierung auf einer Oberfläche des Kernmaterials und einer Opferanodenmaterialplattierung auf der anderen Oberfläche des Kernmaterials aufweist: wobei das Kernmaterial bestimmte Mengen an Si, Fe, Cu und Mn und bestimmte Mengen von ein, zwei oder mehreren ausgewählt aus Ti, Zr, Cr und V umfasst; das Opferanodenmaterial bestimmte Mengen an Si, Fe, Mg und Zn umfasst; in einem Querschnitt parallel zu der Längsrichtung und entlang der Dickerichtung beinhaltet die Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial 300 Teile/mm oder weniger einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung; und das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial weist eine umkristallisierte Struktur auf.

Description

Technisches Gebiet
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Aluminiumlegierungshartlötblech, welches für einen Wärmeaustauscher eines Automobils und Ähnliches verwendet wird, und ein Verfahren für die Herstellung davon. Spezifisch bezieht sich die Erfindung auf ein Aluminiumlegierungshartlötblech, welches bevorzugt als ein Material (ein Röhrenmaterial) verwendet wird, das für einen Durchlauf eines Kühlmittels oder eines Kältemittels in einem Wärmeaustauscher verwendet wird, und welches speziell für das Hochfrequenzwiderstandsschweißen für die Herstellung einer flachen Röhre durch Hochfrequenzwiderstandsschweißen verwendet wird, und ein Verfahren für die Herstellung davon.
Stand der Technik
Da Aluminiumlegierungen leicht sind und eine hohe thermische Leitfähigkeit aufweisen, werden Aluminiumlegierungen für Automobilwärmeaustauscher wie etwa Radiatoren, Kondensatoren, Verdampfer, Heizvorrichtungen und Zwischenkühler bzw. Ladeluftkühler verwendet. Ein Automobilwärmeaustauscher wird hauptsächlich durch ein Hartlötverfahren hergestellt, und Hartlöten wird allgemein unter Verwendung eines Hartlötfüllstoffmetalls einer Legierung auf Al-Si-Basis bei einer hohen Temperatur um 600°C durchgeführt.
Verschiedene Verfahren werden als das Hartlötverfahren eingesetzt. Zum Beispiel wird allgemein ein Hartlötverfahren unter Verwendung eines Fluoridflussmittels, welches ein nicht korrosives Flussmittel ist, in N₂-Gas eingesetzt.
Ein dreischichtiges Röhrenmaterial, welches eine auf Al-Mn basierende Legierung, typisiert durch die JIS3003-Legierung, oder Ähnliches als das Kernmaterial beinhaltet, wurden allgemein als ein Röhrenmaterial in einem Wärmeaustauscher verwendet, in welchem ein Kühlmittel innerhalb der Röhre zirkuliert, wie in einem Automobilradiator oder einer Automobilheizvorrichtung. Ein derartiges dreischichtiges Röhrenmaterial wird z. B. erhalten durch Umhüllen bzw. Plattieren eines Opferanodenmaterials, wie etwa einer Al-Zn-Legierung, auf die innere Oberfläche eines Kernmaterials der JIS3003-Legierung und Plattieren eines Hartlötfüllstoffmetalls, wie etwa eine auf Al-Si basierende Legierung, auf der äußeren Oberfläche.
In einem Verfahren zur Herstellung einer für einen Radiator oder eine Heizvorrichtung verwendeten Röhre, werden die Endflächen eines Dreischichtröhrenmaterials aneinander gestoßen und kontinuierlich geschweißt, während das Material in eine Röhre gefertigt wird, und nach Schneiden und Entfernen der Schmelzperlen an den Schweißverbindungen wird die resultierende Röhre flach gefertigt, dadurch wird eine flache Röhre erhalten.
Da die Nachfrage für leichtere Automobile jüngst zunahm, wurden hier Wege zur Verringerung des Gewichts von Automobilwärmeaustauschern und zur Verringerung der Dicke der entsprechenden Teile, die einen Wärmeaustauscher aufbauen, untersucht. Um die Dicke der Teile zu verringern, ist ein Material erforderlich, welches, verglichen zu denen der herkömmlichen Materialien, eine hervorragende Festigkeit nach dem Hartlöten und Korrosionsbeständigkeit aufweist.
Mittel für die Verbesserung der Festigkeit beinhalten ein Verfahren für die Verbesserung der Festigkeit durch Zugabe von Si und Cu in hohen Mengen zu dem Kernmaterial, und ein Verfahren zur Verbesserung der Festigkeit durch Zugabe von Mg zu dem Opferanodenmaterial. Jedoch treten aufgrund der Verringerung der Dicke und der Verbesserung der Festigkeit Qualitätsprobleme wie etwa Schweißnahtrisse auf, und ein Röhrenmaterial mit hervorragender Schweißfähigkeit ist erwünscht.
Zum Beispiel schlägt PTL1 einen Aluminiumlegierungshartlötblechstreifen vor, in welchem die Verteilung der um die Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten Mg₂Si-Verbindungen definiert ist, um das lokale Schmelzen während des Schweißens einzuschränken. Zusätzlich wird zum Beispiel in PTL2 ein Aluminiumlegierungsplattierungsmaterial, in welchem die Struktur des Kernmaterials und die Zugfestigkeit bzw. der Bruchwiderstand des Plattierungsmaterials definiert sind, vorgeschlagen.
Die Schweißfähigkeit kann durch diese Mittel in gewissem Umfang verbessert werden. Wenn jedoch die Konzentrationen der Elemente wie etwa Mg und Cu, welche zu dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial gegeben werden, um das Material dünn zu gestalten und um ein hochfestes Material zu erhalten, an den Korngrenzen hoch sind, treten Probleme auf, weil der Schmelzpunkt der Korngrenzen abnimmt und die Korngrenzen früher während des Schweißens schmelzen. Wenn ein Schmelzen mit vielen auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindungen durchgeführt wird, die an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opfermaterial vorhanden sind, gibt es dort ebenfalls Probleme, weil die intermetallischen Verbindungen früher schmelzen und das Opfermaterial sich ablöst. Daher kann nicht in Betracht gezogen werden, dass die Schweißfähigkeit mit den herkömmlichen Techniken ausreichend sichergestellt wird, und eine weitere Verbesserung der Schweißfähigkeit eines dünnen/hochfesten Materials ist erwünscht.
Wie vorher beschrieben, war es mit den herkömmlichen Techniken schwierig ein Material bereitzustellen, welches dünn ist aber eine hervorragende Schweißfähigkeit aufweist, und welches eine verbesserte Festigkeit nach Hartlöten aufweist.
Zitatliste
Patentliteratur

PTL 1: JP-A-7-179971
PTL 2: JP-A-2001-170793

Zusammenfassung der Erfindung
Technisches Problem
Die Erfindung erfolgte mit Blick auf die Probleme und mit der Absicht ein Aluminiumlegierungshartlötblech für elektrisches Widerstandsschweißen bereitzustellen, welches eine hervorragende Schweißfähigkeit und Festigkeit nach Hartlöten aufweist, welches bevorzugt insbesondere als ein Material verwendet werden kann, das einen Flüssigkeitsdurchlauf für einen Automobilwärmeaustauscher aufbaut.
Lösung des Problems
Um diese Absicht zu erreichen weist in Anspruch 1 der Erfindung ein Aluminiumlegierungshartlötblech ein Kernmaterial mit einer Aluminiumlegierung, einer auf Al-Si basierenden Hartlötfüllstoffmetallplattierung auf einer Oberfläche des Kernmaterials und einer Opferanodenmaterialplattierung auf der anderen Oberfläche des Kernmaterials auf; wobei das Kernmaterial eine Aluminiumlegierung umfasst, die Si: 0,2–1,0 Masse-%, Fe: 0,05–0,40 Masse-%, Cu: 0,4–1,2 Masse-%, Mn: 0,3–1,8 Masse-%, eines, zwei oder mehrere ausgewählt aus Ti: 0,02–0,30 Masse-%, Zr: 0,02–0,30 Masse-%, Cr: 0,02–0,30 Masse-% und V: 0,02–0,30 Masse-% und ein Rest an Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; das Opferanodenmaterial umfasst eine Aluminiumlegierung, die Si: 0,05–0,50 Masse-%, Fe: 0,01–0,30 Masse-%, Mg: 1,0–3,0 Masse-%, Zn: 2,0–6,0 Masse-% und einen Rest an Al und unvermeidbaren Verunreinigungen umfasst; in einem Querschnitt parallel zu der Längsrichtung und entlang der Dickenrichtung beinhaltet die Kontakt- bzw. Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial 300 Teile/mm oder weniger einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung; und das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial weisen eine nicht umkristallisierte Struktur auf.
In Anspruch 2 der Erfindung umfasst das Kernmaterial in Anspruch 1 außerdem Mg: 0,05–0,60 Masse-%.
In Anspruch 3 der Erfindung umfasst das Opferanodenmaterial in Anspruch 1 oder 2 außerdem wenigstens eines von Ti: 0,02–0,30% und V: 0,02–0,30%.
In Anspruch 4 der Erfindung ist in einem der Ansprüche 1–3 die 0,2% Dehngrenze 140–200 N/mm², und die prozentuale Dehnungsfähigkeit ist 5% oder mehr.
In Anspruch 5 der Erfindung umfasst ein Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach einem der Ansprüche 1–4 einen Schritt des Gießens der Aluminiumlegierungen für das Kernmaterial, das Opferanodenmaterial bzw. das Hartlötfüllstoffmetalls, einen Plattierungsschritt des Plattierens des Opferanodenmaterials auf eine Oberfläche des Kernmaterials und Plattieren des Hartlötfüllstoffmetalls auf die andere Oberfläche, einen Schritt des Erwärmens des Plattierungsmaterials, einen Warmwalzschritt, einen Kaltwalzschritt und einen Glühschritt: wobei der Glühschritt sowohl das Zwischenglühen während des Kaltwalzschritts und das Endglühen nach dem Kaltwalzschritt, oder nur das Endglühen beinhaltet; eine Endtemperatur des Warmwalzschritts ist 200–320°C; und die Glühtemperaturen des Zwischenglühens und des Endglühens sind in dem Fall des schubweisen Glühens 230–320°C und sind in dem Fall des kontinuierlichen Glühens 250–400°C.
In Anspruch 6 der Erfindung ist in Anspruch 5 das Glühen des Zwischenglühens und des Endglühens ein schubweises Glühen.
In Anspruch 7 der Erfindung ist in Anspruch 5 oder 6 die Glühhaltezeit des schubweisen Glühens 1–10 Stunden.
In Anspruch 8 der Erfindung ist in Anspruch 5 die Glühhaltezeit des kontinuierlichen Glühens 0–50 Sekunden.
In Anspruch 9 der Erfindung ist in einem der Ansprüche 5 bis 8 außerdem ein Homogenisierungsbehandlungsschritt des Homogenisierens eines Blocks des Kernmaterials bei 550°C oder weniger umfasst.
In Anspruch 10 der Erfindung wird in einem der Ansprüche 5 bis 9 das Plattierungsmaterial vor dem Warmwalzschritt für 1–10 Stunden auf 400–550°C erwärmt.
In Anspruch 11 der Erfindung ist in einem der Ansprüche 5 bis 10 eine Anfangstemperatur des Warmwalzschritts 400–530°C.
Vorteilhafte Wirkungen der Erfindungen
Erfindungsgemäß kann ein Aluminiumlegierungshartlötblech erhalten werden, welches dünn ist, aber eine hervorragende Schweißfähigkeit und Festigkeit nach dem Hartlöten aufweist. Das Hartlötblech ist dünn, und das Hartlötblech ist leicht und weist eine hervorragende Wärmeleitfähigkeit als ein Wärmeaustauscher für ein Automobil oder Ähnliches auf. Ebenfalls ist die Festigkeit nach dem Hartlöten hervorragend. Daher kann die Lebensdauer eines Wärmeaustauschers weiter verlängert werden.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
[1]
Eine Querschnittsansicht des erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungshartlötblechs.
Beschreibung der Ausführungsformen
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung führten intensive Studien zu diesen Problemen durch, und als ein Ergebnis haben die Erfinder gefunden, dass ein Plattierungsmaterial mit spezifischen Legierungszusammensetzungen und einer Struktur, die Absicht erzielt und schlossen die Erfindung auf der Grundlage dieser Befunde ab. Eine Ausführungsform der Erfindung wird im Folgenden spezifisch erläutert.
Zuerst wird die Struktur des Aluminiumlegierungshartlötblechs der Ausführungsform erläutert. Die Struktur wird im Folgenden mit einem Beispiel erläutert, welches für ein Röhrenmaterial eines Radiators, einer Heizvorrichtung oder Ähnlichem verwendet wird, wenn z. B. ein Kühlmittel oder ein Kältemittel zirkuliert.
Wie in der 1 gezeigt, ist ein erfindungsgemäßes Aluminiumlegierungshartlötblech 10 ein Dreischichtplattierungsmaterial mit einem Kernmaterial 11, das eine Aluminiumlegierung, eine Plattierung eines auf Al-Si basierenden Hartlötfüllstoffmetalls 12 auf einer Oberfläche davon und einer Plattierung eines Opferanodenmaterials 13 auf der anderen Oberfläche des Kernmaterials 11 aufweist. Die Plattierungsraten des Hartlötfüllstoffmetalls 12 und des Opferanodenmaterials 13 für die vorhergehenden Verwendungen sind bevorzugt im Allgemeinen 7–25%, bevorzugter 8–20%. In dem Beispiel der 1 ist die Plattierungsrate des Hartlötfüllstoffmetalls 12 z. B. 10%, und die Plattierungsrate des Opferanodenmaterials 13 ist z. B. 20%. Die Dicke des wie vorher beschrieben aufgebauten Hartlötblechs 10 ist bevorzugt 0,15–0,30 mm, bevorzugter 0,18–0,25 mm. In dem Beispiel der 1 ist die Dicke z. B. 0,3 mm.
Als Nächstes werden die Gründe für die Zugabe der konstituierenden Elemente des Kernmaterials 11 und des Opferanodenmaterials 13, die das Hartlötblech 10 der Ausführungsform bilden, die Bereiche der Zugabe und die bevorzugten Materialien des Hartlötfüllstoffmetalls 12 erläutert.
[1. Kernmaterial]
Si: 0,2–1,0 Masse-%
Si bildet eine auf Al-Mn-Si-, Al-Fe-Si- oder Al-Fe-Mn-Si basierende intermetallische Verbindung mit Fe und Mn, und die intermetallische Verbindung dient für die Dispersionsverfestigung oder dient für die Feststofflösungsverfestigung durch Bildung einer Feststofflösung mit der Matrix, dadurch wird die Materialfestigkeit verbessert. Außerdem reagiert Si mit Mg und erzielt eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit durch Alterungsausscheidung der Mg₂Si-Verbindung. Der Si-Gehalt ist 0,2–1,0 Masse-% (im Folgenden einfach angegeben durch ”%”, das Gleiche gilt im Folgenden).
Wenn der Gehalt weniger als 0,2% ist, sind die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 1,0% übersteigt, die Solidus-Temperatur (Schmelzpunkt) des Kernmaterials abnimmt, und die Verschlechterung der Schweißfähigkeit aufgrund des lokalen Schmelzens während Schweißen und Schmelzen des Kernmaterials während des Hartlötens treten wahrscheinlicher auf. Ein bevorzugter Si-Gehalt ist 0,2–0,5%.
Fe: 0,05–0,40%
Fe neigt dazu, eine intermetallische Verbindung einer Größe zu bilden, welcher ein Umkristallisationskern sein kann. Der Fe-Gehalt ist 0,05–0,40%. Innerhalb dieses Bereichs werden Kristallverbindungen nach dem Hartlöten grobe Verbindungen, und die Diffusion des Hartlötfüllstoffmetalls kann effektiv eingeschränkt werden. Wenn der Gehalt weniger als 0,05% ist, ist die Verwendung eines hochreinen Aluminiummetalls erforderlich, was in hohen Kosten resultiert. Wenn der Gehalt 0,40% übersteigt, werden die Kristallverbindungen nach dem Hartlöten fein und das Hartlötfüllstoffmetall kann diffundieren. Ein bevorzugter Fe-Gehalt ist 0,10–0,25%.
Cu: 0,4–1,2%
Cu weist eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Feststofflösungsverfestigung auf. Ebenfalls erhöht Cu die Potenzialunterschiede zwischen dem Opferanodenmaterial und der Lamelle durch Verschieben des Potenzials in die edlere Richtung, und erzeugt eine Wirkung der Verbesserung der Antikorrosionswirkung durch die Opferanodenwirkung. Insbesondere ist die Festigkeit durch die Alterungsausscheidung einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung verbessert. Der Cu-Gehalt ist 0,4–1,2%. Wenn der Gehalt weniger als 0,4% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während; wenn der Gehalt 1,2% übersteigt, wahrscheinlicher eine Korngrenzenkorrosion auftritt und das Kernmaterial aufgrund der Abnahme des Schmelzpunktes wahrscheinlicher schmilzt. Außerdem verschlechtert sich die Schweißfähigkeit aufgrund des lokalen Schmelzens während des Schweißens, wenn der Gehalt 1,2% übersteigt. Ein bevorzugter Cu-Gehalt ist 0,5–1,0%.
Mn: 0,3–1,8%
Mn erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit, der Hartlöteigenschaften und der Korrosionsbeständigkeit. Ebenfalls erzielt Mn eine Wirkung der Verschiebung des Potenzials in die edlere Richtung. Der Mn-Gehalt ist 0,3–1,8%. Wenn der Gehalt weniger als 0,3% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 1,8% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung während des Gießens zu bilden, und die Verformbarkeit verschlechtert sich. Ein bevorzugter Mn-Gehalt ist 0,5–1,5%.
Das Kernmaterial umfasst außerdem eins, zwei oder mehrere von Ti, Zr, Cr und V.
Ti: 0,02–0,30%
Ti erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Feststofflösungsverfestigung und der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit. Der Ti-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit verschlechtert sich. Ein bevorzugter Ti-Gehalt ist 0,10–0,20%.
Zr: 0,02–0,30%
Zr erzielt eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Feststofflösungsverfestigung. Zusätzlich wird eine feine auf Al-Zr basierende Verbindung ausgeschieden, und Zr dient der Bildung der groben Kristallverbindungen nach dem Hartlöten. Der Zr-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit verschlechtert sich. Ein bevorzugter Zr-Gehalt ist 0,10–0,20%.
Cr: 0,02–0,30%
Cr erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Feststofflösungsverfestigung und der Verbesserung des Korrosionswiderstands. Der Cr-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit verschlechtert sich. Ein bevorzugter Cr-Gehalt ist 0,10–0,20%
V: 0,02–0,30%
V erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit durch Feststofflösungsverfestigung und Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit. Der V-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit verschlechtert sich. Ein bevorzugter V-Gehalt ist 0,10–0,20%.
Das Kernmaterial kann außerdem ebenfalls Mg umfassen.
Mg: 0,05–0,60%
Mg erzielt eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit aufgrund Alterungsausscheidung durch die Bildung einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung unter Bildung von Mg₂Si und MgZn₂. Ein bevorzugter Mg-Gehalt ist 0,05–0,60%. Wenn der Gehalt weniger als 0,05% ist, kann die Wirkung ungenügend sein. Wenn andererseits der Gehalt 0,60% übersteigt, verschlechtern sich die Hartlöteigenschaften. Wenn außerdem der Gehalt 0,60% übersteigt, gibt es eine Neigung zum Auftreten von Segregation, und der Schmelzpunkt des Kernmaterials nimmt lokal ab. Folglich kann die Wärmezufuhr des Schweißens ein lokales Schmelzen verursachen, und die Schweißfähigkeit kann sich verschlechtern. Ein bevorzugterer Mg-Gehalt ist 0,05–0,40%.
Die Legierungszusammensetzung des Kernmaterials ist wie vorher beschrieben, aber das Kernmaterial kann Zn, B, Ni und Ähnliche als unvermeidbare Verunreinigung jeweils in einer Menge von 0,05% oder weniger und in einer Gesamtmenge von 0,15% oder weniger umfassen.
[2. Opferanodenmaterial]
Si: 0,05–0,50%
Si reagiert mit Mg, welches zu dem Opferanodenmaterial oder dem Kernmaterial gegeben wird, um eine Mg₂Si-Verbindung zu bilden, und verbessert folglich die Festigkeit aufgrund von Alterungsausscheidung. Der Si-Gehalt ist 0,05–0,50%. Wenn der Gehalt weniger als 0,05% ist, ist die Wirkung ungenügend. Wenn andererseits der Gehalt 0,50% übersteigt, nimmt die Solidus-Temperatur (Schmelzpunkt) des Opferanodenmaterials ab, und die Verschlechterung der Schweißfähigkeit des lokalen Schmelzens während Schweißen und Schmelzen des Opferanodenmaterials während des Hartlötens treten wahrscheinlicher auf. Da Si eine Wirkung des Verschiebens des Potenzials in die edlere Richtung durch Bilden einer Feststofflösung aufweist, verschiebt Si ebenfalls das Potenzial des Opferanodenmaterials in die edlere Richtung und verschlechtert den Opferanodeneffekt. Ein bevorzugter Si-Gehalt ist 0,10–0,40%.
Fe: 0,01–0,30%
Fe bildet eine Verbindung mit Al und anderen Elementen in der Aluminiumlegierung und verschlechtert die Korrosionsbeständigkeit durch Wirken als eine Kathode. Folglich ist der Fe-Gehalt bevorzugt gering, aber hochreines Aluminiummetall mit einem geringen Fe-Gehalt erhöht die Kosten. Demgemäß ist ein praktikabler Fe-Gehalt 0,01–0,30%. Ein bevorzugter Fe-Gehalt ist 0,05–0,25%.
Mg: 1,0–3,0%
Mg erzielt eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit durch Alterungsausscheidung durch die Bildung einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung und der Bildung von Mg₂Si und MgZn₂. Ein bevorzugter Mg-Gehalt ist 1,0–3,0%. Wenn der Gehalt weniger als 1,0% ist, wird die Wirkung ungenügend. Wenn andererseits der Gehalt 3,0% übersteigt, tritt die Verschlechterung der Intermedierbarkeit und des Schmelzen des Opferanodenmaterials aufgrund des Anstiegs in der Solidus-Temperatur (Schmelzpunkt) wahrscheinlicher auf, und eine Segregation neigt dazu aufzutreten. Als ein Ergebnis nimmt der Schmelzpunkt des Kernmaterials lokal ab, und die Wärmezufuhr des Schweißens verursacht lokales Schmelzen, was in der Verschlechterung der Schweißfähigkeit resultiert. Ein bevorzugter Mg-Gehalt ist 1,2–2,5%.
Zn: 2,0–6,0%
Zn kann das Potenzial des Opferanodenmaterials in die unedlere Richtung verschieben, und kann folglich die Potenzialdifferenz zu dem Kernmaterial erhöhen. Als ein Ergebnis erzielt Zn eine Wirkung der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit durch die Opferanodenwirkung. Außerdem weist Zn eine Wirkung der Verbesserung der Festigkeit durch Alterungsausscheidung von MgZn₂ auf. Der Zn-Gehalt ist 2,0–6,0%. Wenn der Gehalt weniger als 2,0% ist, werden die Wirkungen ungenügend, während, wenn der Gehalt 6,0% übersteigt, die Korrosionsrate ansteigt, und das Opferanodenmaterial geht an einem frühen Stadium verloren, was in einer Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit resultiert. Ein bevorzugter Zn-Gehalt ist 3,0–5,0%.
Das Opferanodenmaterial kann außerdem eines von Ti und V umfassen.
Ti: 0,02–0,30%
Ti erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit durch Feststofflösungsverfestigung und Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit. Ein bevorzugter Ti-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, können die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit und der Korrosionsbeständigkeit ungenügend sein. Wenn andererseits der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit kann sich verschlechtern. Ein bevorzugterer Ti-Gehalt ist 0,10–0,20%.
V: 0,02–0,30%
V erzielt die Wirkungen der Verbesserung der Festigkeit durch Feststofflösungsverfestigung und Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit. Ein bevorzugter V-Gehalt ist 0,02–0,30%. Wenn der Gehalt weniger als 0,02% ist, können die Wirkungen ungenügend sein. Wenn andererseits der Gehalt 0,30% übersteigt, gibt es eine Neigung eine riesige intermetallische Verbindung zu bilden, und die Verformbarkeit kann sich verschlechtern. Ein bevorzugterer V-Gehalt ist 0,10–0,20%.
Die Legierungszusammensetzung des Opferanodenmaterials ist wie vorher beschrieben, aber das Opferanodenmaterial kann Cu, Mn, Zr, Cr, B, Ni und Ähnliche als unvermeidbare Verunreinigung jeweils in einer Menge von 0,05% oder weniger und in einer Gesamtmenge von 0,15% oder weniger umfassen.
[3. Hartlötfüllstoffmetall]
Ein allgemein verwendetes auf Al-Si basierendes Legierungshartlötfüllstoffmetall kann als das Hartlötfüllstoffmetall verwendet werden, und das Hartlötfüllstoffmetall ist nicht besonders beschränkt. Zum Beispiel ist es bevorzugt eine Legierung von JIS4343, 4045 oder 4047 (Al – 7 bis 13% Si) zu verwenden.
Wenigstens entweder Na oder Sr kann zugegeben werden, um die Si-Verbindungen in dem Hartlötfüllstoffmetall fein zu machen. Die entsprechenden Gehalte sind bevorzugt 0,003–0,020%. Bevorzugter sind die entsprechenden Gehalte 0,005–0,015%.
[4. Auf Al-Mg-Cu basierende intermetallische Verbindungen an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial]
In dem erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungshartlötblech wird die Anzahl der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial in einem Querschnitt parallel zu der Längsrichtung (Walzrichtung) und entlang der Dickrichtung auf 300 Teile/mm oder weniger eingestellt. Die Gründe werden im Folgenden beschrieben.
Da erfindungsgemäß Aluminiumlegierungshartlötblech umfasst Cu in dem Kernmaterial und Mg in dem Opferanodenmaterial. Während der Wärmezufuhrschritte nach Plattieren des Kernmaterials mit dem Opferanodenmaterial durch Warmwalzen und metallurgisches Binden der Materialien, spezifisch diffundiert, in dem Zeitabschnitt nach Aufwickeln in eine Rohrschlange nach dem Warmwalzen, bis sich die Rohrschlange abkühlt und während des nachfolgenden Glühschritts, Cu in dem Kernmaterial in das Opferanodenmaterial und Mg in dem Opferanodenmaterial in das Kernmaterial. Die Erfinder haben gezeigt, dass eine auf Al-Mg-Cu basierende intermetallische Verbindung an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial während der Interdiffusion in den Wärmezufuhrschritten gebildet wird. Der Schmelzpunkt der intermetallischen Verbindung ist bemerkenswert geringer als der Schmelzpunkt der Aluminiumlegierung, nämlich etwa 500°C. Es wurde gefunden, dass, wenn elektrisches Widerstandsschweißen mit vielen der intermetallischen Verbindung durchgeführt wird, die an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial vorhanden sind, die intermetallische Verbindung bei der Wärmezufuhr des Schweißens schmilzt, und sich das Opferanodenmaterial von dem Kernmaterial an der Berührungsfläche ablöst.
Außerdem wurde als ein Ergebnis der Untersuchungen der Erfinder gefunden, dass, um das Phänomen eines derartigen Berührungsflächenablösens zu begrenzen, es notwendig ist, die Dichte der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial auf ein bestimmtes Niveau oder niedriger zu beschränken, und die kontinuierliche Verteilung der intermetallischen Verbindung zu vermeiden. Spezifisch ist, wenn das Hartlötblech z. B. in der Form einer Rohrschlange ist, die Dichte der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung an der Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial in einem Querschnitt parallel zu der Längsrichtung und entlang der Dickenrichtung auf 300 Teile (bzw. Stücke) oder weniger pro Einheitslänge (mm) der Berührungsfläche. Wenn die Dichte 300 Teile/mm überschreitet, tritt eine kontinuierliche Verteilung der intermetallischen Verbindung auf, und das Phänomen des Ablösens an der Kernmaterial/Opferanodenmaterialberührungsfläche tritt während des Schweißens auf. Die Dichte ist bevorzugt 200 Teile/mm oder weniger. Die untere Grenze der Dichte ist nicht besonders beschränkt, aber wird automatisch durch die Legierungszusammensetzungen und das Herstellungsverfahren bestimmt. In der Erfindung sind 50 Teile/mm die untere Grenze.
Es gibt zwei Hauptverfahren für die Verringerung der Dichte der intermetallischen Verbindung: ein Verfahren durch Erwärmen bei einer Temperatur, bei welcher die intermetallische Verbindung in eine Aluminiumlegierung diffundiert, um eine Feststofflösung zu bilden (Lösungsbehandlung); und ein Verfahren der Beschränkung der Wärmezufuhr in den Wärmezufuhrschritten, in welchen die intermetallische Verbindung gebildet wird.
In dem Verfahren durch Erwärmen der intermetallischen Verbindung auf eine Temperatur, bei welcher die intermetallische Verbindung in eine Aluminiumlegierung diffundiert, um eine Feststofflösung zu bilden, ist es notwendig, das Aluminiumlegierungshartlötblech auf eine hohe Temperatur von 400–550°C zu erwärmen, und die Aluminiumlegierungen werden bei Erwärmen auf diese Temperatur umkristallisiert. Dieses Verfahren ist nicht geeignet, weil die Umkristallisation, wie im Folgenden beschrieben, eine Schweißstellenrissbildung verursacht. Folglich ist die Verwendung des Verfahrens durch Beschränken der Wärmezufuhr in den Wärmezufuhrschritten, in welchen die intermetallische Verbindung gebildet wird, wirkungsvoll für die Beschränkung sowohl des Ablösens während des Schweißens und der Schweißstellenrissbildung. Ein spezifisches Verfahren für die Beschränkung der Wärmezufuhr wird durchgeführt durch Steuerung der Fertigstellungstemperatur des im Folgenden beschriebenen Warmwalzschritts und Steuerung der Glühtemperatur des Glühschritts.
[5. Strukturen des Kernmaterials und des Opferanodenmaterials]
In dem erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungshartlötblech weisen das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial eine nicht umkristallisierte Struktur auf. Die Gründe werden im Folgenden beschrieben.
Wenn das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial in dem Glühschritt und Ähnlichem umkristallisiert werden, sammeln die Kristallkörnergrenzen die Feststofflösungselemente (Cu, Mg, Zn und Ähnliche) in den Aluminiumlegierungen wie sich die Kristallkörnergrenzen bewegen, und die Elemente werden an den Kristallkörnergrenzen bei hohen Konzentrationen ab- bzw. ausgeschieden. Da die Feststofflösungselemente den Schmelzpunkt einer Aluminiumlegierung verringern, verringert sich der Schmelzpunkt einer Kristallkörnergrenze mit den ausgeschiedenen Elementen. Wenn folglich ein Material mit umkristallisiertem Kernmaterial und Opferanodenmaterial einem elektrischen Widerstandsschweißen unterzogen wird, schmelzen die Kristallkörnergrenzen zunächst mit der Wärmezufuhr des Schweißens, und Schweißstellenrisse treten aufgrund der Belastung auf, die ausgeübt wird, wenn die Endflächen eines in z. B. eine Röhre ausgebildeten Hartlötblechs zusammenstoßen. Um das Schweißstellenreißen zu vermeiden, ist es notwendig, dass das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial eine nicht umkristallisierte Struktur aufweisen.
[6. Mechanische Eigenschaften des Materials]
Für das Schweißen ist es notwendig, das Material in eine Röhre zu formen und die Endflächen genau aneinanderstoßen zu lassen. Wenn die mechanischen Eigenschaften des Materials außerhalb der passenden Bereiche sind, kann das Material nicht in eine angemessene Form erzeugt werden, wenn das Material als eine Röhre erzeugt wird, und die Schweißfähigkeit verschlechtert sich. Die 0,2%-Dehngrenze und die Dehnungsfähigkeit des Materials sind wichtig für die Herstellbarkeit.
Die 0,2%-Dehngrenze ist bevorzugt in einem Bereich von 140–200 N/mm². Wenn die 0,2%-Dehngrenze weniger als 140 N/mm² ist, tritt ein Problem auf, da die Enden des Materials an den Endflächen sich verformen und nicht zueinander passen, wenn z. B. die Endflächen aneinander gestoßen werden. Andererseits, wenn die 0,2%-Dehngrenze 200 N/mm² übersteigt, tritt bei Ausbildung in eine Röhre eine Rückfederung in einem größeren Umfang auf, und dieser Fall weist ebenfalls ein Problem auf, das die Endflächen nicht zueinander passen. Die 0,2%-Dehngrenze ist bevorzugt 150–190 N/mm².
Die Dehnungsfähigkeit ist bevorzugt 5% oder mehr. Wenn die Dehnungsfähigkeit weniger als 5% ist, kann eine lokale Verformung während der Erzeugung in einer Röhre auftreten. Die Dehnungsfähigkeit ist bevorzugter 10% oder mehr. Die obere Grenze der Dehnungsfähigkeit ist nicht besonders beschränkt aber wird automatisch durch die Legierungszusammensetzungen und das Herstellungsverfahren bestimmt. In der Erfindung ist die obere Grenze 20%.
[7. Herstellungsverfahren für ein Aluminiumlegierungshartlötblech]
Als Nächstes wird das Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs gemäß der Erfindung erläutert.
Das Aluminiumlegierungshartlötblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird hergestellt durch Plattieren eines auf Al-Si basierenden Hartlötfüllstoffmetalls auf eine Oberfläche eines Legierungskernmaterials mit der vorhergehenden Zusammensetzung und Plattieren eines Anodenmaterials, das aus einer Legierung mit der vorhergehenden Zusammensetzung zubereitet wird, auf die andere Oberfläche des Kernmaterials.
Zunächst werden die Aluminiumlegierungen mit den erwünschten Zusammensetzungen jeweils geschmolzen, gegossen und dann gegebenenfalls homogenisiert, um Aluminiumlegierungen für das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial zuzubereiten. Um das Hartlötfüllstoffmetall zuzubereiten, wird eine Aluminiumlegierung mit der erwünschten Zusammensetzung geschmolzen und gegossen aber wird nicht homogenisiert.
Allgemeine DC-Gussverfahren und CC-Gussverfahren werden als das Gussverfahren verwendet. Um das Kernmaterial zuzubereiten, wird der Block bzw. Barren nicht homogenisiert oder bei 550°C oder weniger homogenisiert. Wenn die Temperatur 550°C übersteigt, wird die auf Mn basierende intermetallische Verbindung in dem Kernmaterial eine grobe Verbindung. Wenn die grobe, auf Mn basierende intermetallische Verbindung als ein Umkristallisationskern während des Hartlötens fungiert, werden die Kristallverbindungen des Kernmaterials nach Hartlöten fein und der Mangel der Diffusion des Hartlötfüllstoffmetalls, bei dem das Hartlötfüllstoffmetall diffundiert und die Kristallkorngrenzen des Kernmaterials erodiert, neigt dazu aufzutreten. Wenn eine Homogenisierung durchgeführt wird, ist eine bevorzugtere Homogenisierungstemperatur des Kernmaterials weniger als 530°C. Die untere Grenze der Homogenisierungstemperatur ist 450°C. Die Homogenisierungszeit ist 2–10 Stunden, bevorzugt 3–8 Stunden. Wenn die Zeit kürzer als zwei Stunden ist, wird die Wirkung des Erzeugens der Kristallverbindungen des Kernmaterials nach Hartlöten grober Verbindungen ungenügend, während, wenn die Zeit 10 Stunden übersteigt, die Anzahl der Umkristallisationskerne während des Hartlötens ansteigt, und die Kristallverbindungen des Kernmaterials nach dem Hartlöten fein werden.
Bevorzugt wird der Block des Opferanodenmaterials nicht homogenisiert. Die Gründe sind wie folgt. Wenn das Opferanodenmaterial homogenisiert wird, wachsen die auf Al-Fe und Al-Fe-Si basierenden intermetallischen Verbindungen in dem Opferanodenmaterial. Die gewachsenen intermetallischen Verbindungen verbleiben hochwahrscheinlich im Al ohne Schmelzen ebenfalls während des Hartlötens, und eine stabile Phase von Mg₂Si und MgZn₂ neigt dazu, auf den Oberflächen der intermetallischen Verbindungen während des Kühlzwischenstadiums nach dem Hartlöten auszufallen. Als ein Ergebnis steigen die Mengen an Mg und Zn, welche nicht zu der Alterungsausscheidung beitragen, an, und die Festigkeit verschlechtert sich.
Dann, nach Planbearbeiten der Blöcke es Kernmaterials, des Opferanodenmaterials und des Hartlötfüllstoffmetalls, werden das Opferanodenmaterial und das Hartlötfüllstoffmetall jeweils auf die gewünschte Dicke durch Warmwalzen gewalzt. Die Temperaturen für das Warmwalzen des Opferanodenmaterialblocks und des Hartlötfüllstoffmetallblocks sind 380–500°C. Das warm gewalzte Opferanodenmaterial und das Hartlötfüllstoffmetall werden mit dem Kernmaterialblock kombiniert, und ein Plattierungsmaterial wird durch Erwärmen der kombinierten Materialien vor dem Warmwalzen auf 400–550°C und dann Warmwalzen der kombinierten Materialien zubereitet. Wenn die Erwärmungstemperatur vor dem Warmwalzen niedriger als 400°C ist, wird das Pressbinden des Plattierungsmaterials (Opferanodenmaterials) und des Kernmaterials schwierig. Andererseits, wenn die Erwärmungstemperatur vor dem Warmwalzen 550°C übersteigt, wird die auf Mn basierende intermetallische Verbindung in dem Kernmaterial eine grobe Verbindung, und die Kristallverbindungen des Kernmaterials nach dem Hartlöten werden fein. Ebenfalls wird eine feste MgO-Oxidschicht auf der Oberfläche des Opferanodenmaterials gebildet, und Pressbinden des Kernmaterials und des Opferanodenmaterials während des Warmwalzens wird schwierig. Eine bevorzugtere Temperatur vor dem Warmwalzen ist 420–530°C. Die Erwärmungszeit vor dem Warmwalzen ist 1–10 Stunden, bevorzugt 2–8 Stunden.
Wenn die Zeit kürzer als eine Stunde ist, kann die Temperatur der kombinierten Materialien ungleichmäßig sein, und das Pressbinden während des Warmwalzen wird schwierig, während wenn die Zeit 10 Stunden übersteigt, die Anzahl der Umkristallisationskerne während des Hartlötens steigt an und die Kristallverbindungen des Kernmaterials nach dem Hartlöten werden fein.
Außerdem ist die Warmwalzanfangstemperatur 400–530°C und die Warmwalzendtemperatur ist 200–320°C. Wie vorher beschrieben kann, durch Steuerung der Endtemperatur in diese Weise, die Wärmezufuhr, welche die auf Al-Mg-Cu basierende intermetallische Verbindung bildet, beschränkt werden, und die Dichte der intermetallischen Verbindung kann verringert werden. Das heißt, in den Zwischenstadien, in welchen die Rohrschlange welche gewunden wurde, bei einer hohen Temperatur gehalten wird, ist die Bildung der auf Al-Mg-Cu basierenden Verbindung an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche beschränkt. Wenn die Warmwalzendtemperatur niedriger als 200°C ist, treten Probleme, wie etwa das Brennen des für das Warmwalzen verwendeten Walzöles auf. Wenn die Warmwalzendtemperatur 320°C übersteigt, wird die auf Al-Mg-Cu basierende intermetallische Verbindung an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche nach Aufwinden des Plattierungsmaterials in eine Rohrschlange gebildet, und der Anteil der kontinuierlichen Verteilung der intermetallischen Verbindung steigt an. Eine bevorzugte Endtemperatur des Warmwalzens ist 230–300°C.
Als Nächstes wird das warm gewalzte plattierte Material kalt gewalzt und geglüht. In dem Fall des schubweisen Glühens ist die Glühtemperatur 230–320°C, bevorzugt 250–300°C. Durch Steuerung der Glühtemperatur in dieser Art und Weise kann die Wärmezufuhr, welche die auf Al-Mg-Cu basierende intermetallische Verbindung bildet, beschränkt werden, und die Dichte der Verbindung kann verringert werden. Das heißt, wenn die Temperatur 320°C übersteigt, wird die auf Al-Mg-Cu basierende Verbindung an der Kernmaterial/Anodenmaterial-Berührungsfläche gebildet, und der Anteil der kontinuierlichen Verteilung der intermetallischen Verbindung steigt an. Andererseits, wenn die Glühtemperatur niedriger als 230°C ist, wird die Festigkeit des Materials verbessert, und die Formbarkeit während des Schweißens verschlechtert sich. Die Glühhaltezeit ist eine bis acht Stunden, bevorzugt zwei bis fünf Stunden. Wenn die Glühhaltezeit kürzer als eine Stunde ist, wird die Temperatur in der Rohrschlange ungleichmäßig und die mechanischen Eigenschaften des Materials variieren stark. Andererseits, wenn die Glühhaltezeit acht Stunden übersteigt, diffundiert Zn in dem Opferanodenmaterial in das Kernmaterial, und die Korrosionsbeständigkeit nach dem Hartlöten kann sich verschlechtern. In dem Fall des kontinuierlichen Glühens unter Verwendung von CAL ist die Glühtemperatur 250–400°C, bevorzugt 280–380°C. Die Glühhaltezeit ist 0–50 Sekunden, bevorzugt 10–30 Sekunden. Die Gründe für die Beschränkung der oberen und unteren Grenzen der Glühtemperatur und der Glühzeit sind die Gleichen wie die für das schubweise Glühen. In dieser Hinsicht meint die Glühhaltezeit von 0 Sekunden in dem kontinuierlichen Glühen, dass das Material unmittelbar gekühlt wird, nachdem die Temperatur die Glühtemperatur erreicht hat.
Das Glühen kann nur ein Endglühen sein, welches nach Kaltwalzen auf die endgültige Dicke durchgeführt wird. Andererseits ist ein Schema einschließlich Zwischenglühen während des Kaltwalzens, nachfolgendem End-Kaltwalzen bei einer Reduktion von 5–40% und ein Endglühen ebenfalls akzeptabel. In beiden Schemata ist der Veredelungstyp des Materials H2n.
Wenn das Endglühen nicht durchgeführt wird, wird die 0,2%-Dehngrenze des Materials hoch, und die Dehnungsfähigkeit des Materials wird gering, was in der Verschlechterung der Formbarkeit während des Schmelzens resultiert. Um die 0,2%-Dehngrenze des Materials und die Dehnungsfähigkeit in geeigneten Bereichen zu halten, wird das Zwischenglühen bevorzugt zusätzlich zu dem Endglühen durchgeführt.
Als das Glühverfahren werden ein schubweises Glühen unter Verwendung eines schubweisen Glühofens wo kontinuierliches Glühen unter Verwendung von CAL eingesetzt, aber schubweises Glühen ist in der Erfindung bevorzugt. Die Gründe sind wie folgt. Wie vorher beschrieben, ist es notwendig, die Glühtemperatur niedrig zu halten, um die geeigneten Kernmaterial- und Opferanodenmaterialstrukturen zu erhalten, und eine geeignete Verteilung der intermetallischen Verbindung an der Berührungsfläche zu erzielen. Beim kontinuierlichen Glühen jedoch ist die Plattierungspassierzeit des Glühens (Glühzeit) kurz, und es ist schwierig, die Temperatur des gesamten Aluminiumlegierungshartlötblechs in der Rohrschlange in Längs- und Breitenrichtungen während Glühens bei einer niedrigen Temperatur gleichmäßig einzustellen.
Die Dicke des Aluminiumlegierungshartlötblechs gemäß der Erfindung und die Plattierungsraten der entsprechenden Schichten sind nicht besonders beschränkt. Zum Beispiel kann, in dem Fall eines Röhrenmaterials, das wie vorher beschrieben für einen Radiator, eine Heizvorrichtung und Ähnliches verwendet wird, das Hartlötblech dünn mit einer Dicke von etwa 0,3 mm oder weniger, bevorzugter um 0,15–0,3 mm, sein. In diesem Fall sind die Plattierungsraten der Opferanodenmaterialschicht und der Hartlötfüllstoffmetallschicht 5–20%. Ebenfalls kann, wenn das Hartlötblech als ein Röhrenmaterial für einen Ladeluft- bzw. Zwischenkühler und Ähnliches verwendet wird, das Hartlötblech mit einer Dicke von 0,2–0,8 mm hergestellt werden. In diesem Fall sind die Plattierungsraten der Opferanodenmaterialschicht und der Hartlötfüllstoffmetallschicht um 3–15%.
Das vorher beschriebene erfindungsgemäße Aluminiumlegierungshartlötblech ist dünn, aber kann eine hervorragende Schweißbarkeit und Festigkeit nach dem Hartlöten aufweisen. Daher kann, gemäß der Ausführungsform, ein Aluminiumlegierungshartlötblech erhalten werden, welches bevorzugt speziell als ein Material verwendet wird, das einen Flüssigkeitsdurchlauf für einen Automobilwärmeaustauscher aufbaut.
Beispiele
Als Nächstes werden Beispiele des Aluminiumlegierungshartlötblechs der Erfindung im Vergleich mit Vergleichsbeispielen, welche außerhalb des Anspruchumfangs sind, spezifisch verglichen, aber die Erfindung ist nicht auf die Beispiele beschränkt.

Zuerst werden Kernmateriallegierungen mit den in Tabelle 1 gezeigten Legierungszusammensetzungen und Opferanodenmateriallegierungen mit den in Tabelle 2 gezeigten Legierungszusammensetzungen jeweils durch Metallformgießen und durch Planbearbeiten beider Oberflächen fertig gestellt. In den Legierungszusammensetzungen in Tabelle 1 und Tabelle 2 zeigt „-”an, dass der Wert die Nachweisgrenze oder weniger war, und der „Rest” beinhaltet unvermeidliche Verunreinigungen. Tabelle 1

Legierungs-symbol	Legierungszusammensetzung (Masse-%)
Legierungs-symbol	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Zn	Ti	Zr	Cr	V	Al
A1	0,2	0,20	0,8	1,1	-	-	0,10	-	-	-	Rest
A2	1,0	0,20	0,4	1,1	-	-	-	0,10	-	-	Rest
A3	0,5	0,20	1,2	0,3	-	-	-	-	0,10	-	Rest
A4	0,5	0,05	0,8	1,8	-	-	-	-	-	0,10	Rest
A5	0,5	0,40	0,8	1,1	-	-	0,1	0,01	0,01	0,01	Rest
A6	0,5	0,20	0,8	1,1	-	-	0,02	-	-	-	Rest
A7	0,5	0,20	0,8	1,1	-	-	0,30	0,02	-	-	Rest
A8	0,5	0,20	0,8	1,1	-	-	-	0,30	0,02	-	Rest
A9	0,5	0,20	0,8	1,1	-	-	-	-	0,30	0,02	Rest
A10	0,5	0,20	0,8	1,1	-	-	-	-	-	0,30	Rest
A11	0,5	0,20	0,8	1,1	0,05	-	-	-	-	-	Rest
A12	0,5	0,20	0,8	1,1	0,60	-	-	-	-	-	Rest
A13	0,1	0,20	0,8	0,2	-	-	0,40	-	-	-	Rest
A14	1,2	0,50	0,8	1,1	-	-	-	0,40	-	-	Rest
A15	0,5	0,20	0,3	1,1	-	-	-	-	0,40	-	Rest
A16	0,5	0,20	1,4	2,0	-	-	0,15	-	-	0,40	Rest
A17	0,5	0,20	0,8	1,1	0,70	-	-	-	-	-	Rest

Tabelle 2

Legierungs-symbol	Legierungszusammensetzung (Masse-%)
Legierungs-symbol	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Zn	Ti	Zr	V	Cr	Al
B1	0,05	0,15	-	-	1,8	4,0	-	-	-	-	Rest
B2	0,50	0,01	-	-	1,8	4,0	-	-	-	-	Rest
B3	0,05	0,30	-	-	1,0	4,0	-	-	-	-	Rest
B4	0,30	0,15	-	-	3,0	2,0	-	-	-	-	Rest
B5	0,30	0,15	-	-	1,8	6,0	-	-	-	-	Rest
B6	0,30	0,15	-	-	1,8	4,0	0,02	-	-	-	Rest
B7	0,30	0,15	-	-	1,8	4,0	0,30	-	0,02	-	Rest
B8	0,30	0,15	-	-	1,8	4,0	-	-	0,30	-	Rest
B9	0,02	0,15	-	-	0,8	4,0	-	-	-	-	Rest
B10	0,60	0,40	-	-	1,8	4,0	0,40	-	-	-	Rest
B11	0,30	0,15	-	-	1,8	1,0	-	-	0,40	-	Rest
B12	0,30	0,15	-	-	3,5	7,0	-	-	-	-	Rest

Die Legierung JIS4045 wurde für das Hartlötfüllstoffmetall verwendet. Die Blöcke des Hartlötfüllstoffmetalls und der Opferanodenmaterialien wurden jeweils durch Warmwalzen bei 500°C auf die gewünschten Dicken gewalzt, und die entsprechenden Plattierungsmaterialien wurden zubereitet. Die Opferanodenmaterialien wurden nicht homogenisiert.
Die Kernmaterialbarren wurden nicht homogenisiert. Das warm gewalzte Hartlötfüllstoffmetall und jedes warm gewalzte Opferanodenmaterial wurden auf ein Kernmaterial in der Kombination Hartlötfüllstoffmetall-Kernmaterial-Opferanodenmaterial plattiert. Die Plattierungsrate des Hartlötfüllstoffmetalls war 10% und die Plattierungsrate des Opferanodenmaterials war 15%. Derartige Plattierungsmaterialien wurden auf 500°C für zwei Stunden erwärmt und dann unter den Bedingungen einer Anfangstemperatur von 480°C und der in Tabelle 3 gezeigten Endtemperatur warm gewalzt. Danach wurden, nach Kaltwalzen der warm gewalzten Materialien, die kalt gewalzten Materialien einem intermediären Glühen in einem schubweisen Glühofen bei den in Tabelle 3 gezeigten Bedingungen (Zwischenglühen wurde in Produktionsschritt 8 nicht durchgeführt) und einem End-Kaltwalzen auf die finale Dicke von 0,25 mm unterzogen.
Schließlich wurde ein Endglühen in einem schubweisen Glühofen bei den in Tabelle 3 gezeigten Bedingungen durchgeführt (Endglühen wurde in den Produktionsschritten 13 und 14 nicht durchgeführt), und Rohmaterialien des Aluminiumlegierungshartlötblechs (Veredelungstyp: H2n) wurden zubereitet.

Wenn das Zwischenglühen durchgeführt wurde, war die Verringerung von der Zwischenglühdicke zu der Enddicke 30%. Weil die Produktionsschritte Nr. 13 und 14 kein Endglühen beinhalteten, war der Veredelungstyp der Plattenmaterialien H1n. Tabelle 3

Herstellungsschritte Nr.	Endtemperatur des Warmwalzens	Zwischenglühen	Endglühen
1	200°C	270°C	270°C
2	320°C	270°C	270°C
3	280°C	230°C	270°C
4	280°C	320°C	270°C
5	280°C	270°C	230°C
6	280°C	270°C	320°C
7	280°C	200°C	270°C
8	280°C	-	270°C
9	180°C	340°C	270°C
10	280°C	370°C	270°C
11	340°C	270°C	340°C
12	280°C	270°C	370°C
13	280°C	270°C	-
14	280°C	370°C	-

Mit Bezug auf die entsprechenden Probenmaterialen des Aluminiumlegierungshartlötblechs (Testmaterialien Nr. 1 bis 38), die wie vorher beschrieben zubereitet wurden, wobei die Verteilung der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung, die Strukturen des Kernmaterials und des Opferanodenmaterials, die mechanischen Eigenschaften (0,2%-Dehngrenze und Dehnung), die elektrischen Widerstandsschweißeigenschaften, die Festigkeit nach Hartlöten, die Hartlöteigenschaften (Lamellen-Verbindungs-Verhältnis, Erosionsbeständigkeit und Beständigkeit gegen Schmelzen) und die Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittelseite durch die folgenden Verfahren bewertet wurden. Die Ergebnisse werden in den Tabellen 4 bis 6 gezeigt.
[a] Verteilungsdichte der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung (Teile/mm):

1. Querschnitte von zubereiteten Probenmaterialien, welche parallel zu der Längsrichtung (Richtung des Walzens) der Rohrschlange und entlang der Dickerichtung waren, wurden poliert und die Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsflächen wurden unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops betrachtet. Folglich wurden die Verteilungsdichten der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung gemessen. Verteilungsdichten wurden an drei Punkten jedes Probenmaterials gemessen, und das arithmetische Mittel wurde als die Verteilungsdichte angesehen.

[b] Strukturen des Kernmaterials und des Opferanodenmaterials:
Nach Spiegelpolieren von Querschnitten der zubereiteten Probenmaterialen, welche parallel zu der Längsrichtung (Richtung des Walzens) der Rohrschlange und entlang der Dickerichtung waren, wurden ein Barker-Ätzen durchgeführt, und die Strukturen der Kernmaterialien und der Opferanodenmaterialien wurden unter Verwendung eines optischen Mikroskops betrachtet. Wenn umkristallisierte Verbindungen gebildet waren, wurde nachgewiesen, dass die Schicht eine unkristallisierte Struktur aufweist. Wenn umkristallisierte Verbindungen nicht gebildet wurden, und eine faserige Struktur beobachtet wurde, wurde nachgewiesen, dass die Schicht eine nicht umkristallisierte Struktur aufweist.
[c] Mechanische Eigenschaften <0,2%-Dehngrenze (N/mm²) und Dehnung (%)>:
Ein Dehnungsversuch erfolgt unter den Bedingungen einer Geschwindigkeit der Dehnungsuntersuchung von 10 mm/min und einer Messlänge von 50 mm gemäß JIS Z2241 bei normaler Temperatur, und die 0,2%-Dehngrenze (N/mm²) und die Dehnungsfähigkeit (%) wurden gemessen.
[d] Elektrische Widerstandsschweißeigenschaft:
Ein Rohrschlangenmaterial für das elektrische Widerstandsschweißen wurde aus jedem zubereiteten Probenmaterial durch rechtwinkliges Schlitzen zu der Längsrichtung (Richtung des Walzens) in einer derartigen Art und Weise ausgeschnitten, dass die Breite entlang der Längsrichtung 35 mm wurde. Die Kanten des Rohrschlangenmaterials in der Längsrichtung wurden durch elektrisches Widerstandsschweißen verbunden, und eine flache Röhre mit einer Breite von 16 mm wurde zubereitet. Der Querschnitt der erhaltenen Röhre wurde mit einem optischen Mikroskop (Vergrößerung 200) betrachtet, und es wurde beobachtet, ob Schweißstellenrissbildung und Ablösen des Opferanodenmaterials auftraten. Zusätzlich wurde ein Drucktest jeder flachen Röhre durchgeführt, und die Druckbeständigkeit (die Stärke bei welcher die Röhre zerbrach) wurde gemessen. Einem Probenmaterial wurde eine Bewertungsmarkierung „O” gegeben, die eine hervorragende elektrische Widerstandsschweißeigenschaft anzeigt, wenn weder Schweißstellenrissbildung noch Ablösen des Opferanodenmaterials beobachtet wurde, und die Druckbeständigkeit 5,0 MPa oder mehr war. Andererseits wurde einem Probenmaterial eine Bewertungsmarkierung „x” gegeben, die eine ungenügende elektrische Widerstandsschweißeigenschaft anzeigt, wenn wenigstens einer von zwei Fällen auf die Probe zutraf, nämlich ein Fall, bei dem entweder Schweißstellenrissbildung oder ein Ablösen des Opferanodenmaterials auftrat, und ein Fall bei dem die Druckbeständigkeit weniger als 5,0 MPa war.
[e] Zugfestigkeit (N/mm²) nach Hartlöten:
Die zubereiteten Probenmaterialien wurden einem Hartlöten äquivalenten Erwärmen auf 600°C für drei Minuten unterzogen, dann bei einer Kühlgeschwindigkeit von 50°C/min gekühlt und dann für eine Woche bei Raumtemperatur belassen. Die Proben wurden einem Zugfestigkeitstest unter den Bedingungen einer Zugfestigkeitsuntersuchung von 10 mm/min und einer Messlänge von 50 mm gemäß JIS Z2241 bei Normaltemperatur unterzogen, und die Zugfestigkeiten wurden gemessen. Einer Probe wurde eine Bewertungsmarkierung „O” gegeben, wenn die Zugfestigkeit 170 N/mm² oder mehr war, und eine Bewertungsmarkierung „x”, wenn die Zugfestigkeit weniger als 170 N/mm² war.
[f] Lamellen-Verbindungs-Verhältnis (Hartlöteigenschaft):
Ein Legierungslamellenmaterial, zubereitet durch Zugabe von 2,5% Zn zur Legierung JIS3003 wurde gewellt und auf die Hartlötfüllstoffmetallseite der Hartlötblechprobenmaterialien angeordnet. Dann wurden die Materialien in eine 10%-ige Fluoridflussmittelsuspension getaucht, bei 200°C getrocknet, und dann einem Hartlöterwärmen auf 600°C für drei Minuten unterzogen, und Testkerne wurden zubereitet. Das Verhältnis der verbundenen Rippen der Lamelle in einem Testkern zu allen Rippen der Lamelle wurde als das Lamellen-Verbindungs-Verhältnis angesehen. Ein Probenmaterial wurde eine Bewertungsmarkierung „O” gegeben, die ein hervorragende Hartlöteigenschaft anzeigt, wenn das Lamellen-Verbindungs-Verhältnis 95% oder mehr war, und eine Bewertungsmarkierung „x”, die eine ungenügende Hartlöteigenschaft anzeigt, wenn das Lamellen-Verbindungs-Verhältnis weniger als 95% war.
[g] Erosionsbeständigkeit und Schmelzbeständigkeit (Hartlöteigenschaften):
Eine Mikrobetrachtung der Querschnitte der in [f] zubereiteten Testkerne erfolgte unter Verwendung eines optischen Mikroskops, und es wurde beobachtet, ob Erosion (Diffusion des Hartlötfüllstoffmetalls) von dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial und Schmelzen des Materials auftraten. Eine Probe bekam eine Bewertungsmarkierung „O”, wenn weder Erosion noch Schmelzen des Materials auftraten, und eine Bewertungsmarkierung „x”, wenn eines oder beides von Erosion und Schmelzen des Materials auftraten.
[h] Bewertung der Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittelseite: (Kühlmittel/Kältemittelseite des Wärmeaustauschers)
Unter Verwendung von Hartlötblechprobenmaterialien ähnlich zu den Zugdehnungstestproben beschrieben in [f], wurde die Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittel-(Kältemittel)-Seite eines Wärmeaustauschers wie folgt bewertet. Nach Hartlöterwärmen auf 600°C für drei Minuten wurde die Hartlötlegierungsmetallseite versiegelt, und ein zyklischer Eintauchtest mit einem Zyklus von acht Stunden in ein Wasser mit hoher Temperatur bei 88°C, das 500 ppm Cl^–, 100 ppm SO₄ ^2– und 10 ppm Cu²⁺ enthält, und 16 Stunden Belassen bei Raumtemperatur, wurde für drei Monate durchgeführt. Dann wurden die maximalen Grübchenkorrosionstiefen der Probenmaterialien gemessen. Ein Probenmaterial bekam eine Bewertungsmarkierung „O”, wenn die maximale Grübchenkorrosionstiefe 0,1 mm oder weniger war, und eine Bewertungsmarkierung „x” wenn die maximale Grübchenkorrosionstiefe 0,1 mm überstieg.
Beispiele 1 bis 12, 18 bis 24 und 29 bis 35 der Erfindung wiesen eine angemessene Verteilung der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung auf, und die Strukturen der Kernmaterialien und der Opferanodenmaterialien waren angemessen. Die mechanischen Eigenschaften (0,2%-Dehngrenze und Dehnungsfähigkeit) der Materialien waren in geeigneten Bereichen. Die Schweißfähigkeit und die elektrischen Widerstandsschweißeigenschaften waren hervorragend, und die Zugfestigkeit nach Hartlöten waren hoch, nämlich 170 N/mm² oder mehr. Die Lamellen-Verbindungs-Verhältnisse waren hoch, und die Erosionsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Schmelzen waren ebenfalls hervorragend. Zusätzlich war die Korrosionsbeständigkeit der Opfermaterialoberflächen (der Kühlmittelseite) hervorragend.
Im Gegensatz dazu, waren die Ergebnisse der Vergleichsbeispiele wie folgt.
In dieser Hinsicht konnte, weil in Bezug auf Kernmaterial- und Opferanodenmateriallegierungen der Erfindung die Umkristallisationstemperatur des Opferanodenmaterials niedriger als die des Kernmaterials ist, ein Probenmaterial einer Kombination eines Opferanodenmaterials mit einer nicht umkristallisierten Struktur und eines Kernmaterials mit einer umkristallisierten Struktur nicht unter den gleichen Glühbedingungen zubereitet werden.
Im Vergleichsbeispiel 13 war, da der Si-Gehalt des Kernmaterials zu niedrig war und der Mn-Gehalt ebenfalls zu niedrig war, die Festigkeit nach dem Hartlöten schlecht. Ebenfalls wurde, da der Ti-Gehalt zu hoch war, eine riesige intermetallische Verbindung (G. C.) gebildet.
In Vergleichsbeispiel 14 trat, da der Si-Gehalt des Kernmaterials zu hoch war, lokales Schmelzen während des Schweißens auf, und die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft war nicht auf einem akzeptablen Niveau.
Außerdem nahm der Schmelzpunkt des Kernmaterials ab, und das Material schmolz während des Harzlötens. Da außerdem der Fe-Gehalt des Kernmaterials zu hoch war, und die Kristallverbindungen des Kernmaterials nach Hartlöten fein waren, trat Erosion auf. Da außerdem der Zr-Gehalt zu hoch war, wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet.
In Vergleichsbeispiel 15 war die Festigkeit nach Hartlöten schlecht, da der Cu-Gehalt des Kernmaterials zu niedrig war. Außerdem wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet, da der Cr-Gehalt zu hoch war.
In Vergleichsbeispiel 16 trat lokales Schmelzen während des Schweißens auf und die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft war nicht auf einem akzeptablen Niveau, da der Cu-Gehalt des Kernmaterials zu hoch war. Außerdem nahm der Schmelzpunkt des Kernmaterials ab, und das Material schmolz während des Hartlötens. Zudem wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet, da der V-Gehalt zu hoch war
In Vergleichsbeispiel 17 war das Lamellen-Verbindungs-Verhältnis gering, da der Mg-Gehalt des Kernmaterials zu hoch war. Da der Zn-Gehalt des Opferanodenmaterials ebenfalls zu hoch war, war die Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittelseite ungenügend. Außerdem wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet, da der V-Gehalt des Opferanodematerials zu hoch war. Außerdem nahm der Schmelzpunkt des Kernmaterials ab und das Material schmolz während des Hartlötens, da der Mg-Gehalt des Kernmaterials zu hoch war.
In Vergleichsbeispiel 25 war die Festigkeit nach Hartlöten schlecht, da die Si- und Mg-Gehalte des Opferanodenmaterials zu niedrig waren.
In Vergleichsbeispiel 26 wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet und die Korrosionsbeständigkeit auf der Kühlmittelseite war minderwertig, da der Si-Gehalt des Opferanodenmaterials zu hoch war und der Ti-Gehalt zu hoch war. Da außerdem der Si-Gehalt des Opferanodenmaterials zu hoch war, trat lokales Schmelzen während des Schweißens auf. Als ein Ergebnis war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft minderwertig.
In Vergleichsbeispiel 27 wurde eine riesige intermetallische Verbindung gebildet, da der Zn-Gehalt des Opferanodenmaterials zu niedrig war, und der V-Gehalt zu hoch war. Als ein Ergebnis war die Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittelseite minderwertig.
In Vergleichsbeispiel 28 trat lokales Schmelzen während des Schweißens auf und die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft war nicht auf einem akzeptablen Niveau, da der Mg-Gehalt des Opferanodenmaterials zu hoch war. Außerdem war der Schmelzpunkt des Opferanodenmaterials gesenkt und das Material schmolz während des Hartlötens. Folglich war die Korrosionsbeständigkeit an der Kühlmittelseite minderwertig.
In Vergleichsbeispiel 36 brannte das Walzöl, da die Endtemperatur des Warmwalzens zu niedrig war. Da ebenfalls die Temperatur des Zwischenglühens zu hoch war, war die Dichte der auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten Verbindungen hoch, und das Opferanodenmaterial löste sich während des Schweißens ab. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau. Zusätzlich wies das Opferanodenmaterial eine umkristallisierte Struktur auf, und eine intergranuläre Rissbildung trat während des Schweißens auf. Dies war ebenfalls eine Ursache dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißfähigkeit nicht auf einem akzeptablen Niveau war.
In Vergleichsbeispiel 37 war die Temperatur des intermediären Glühens zu hoch. Als ein Ergebnis war die Dichte der an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten, auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung hoch, und das Opferanodenmaterial löste sich während des Schweißens ab. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau. Zusätzlich wies das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial eine umkristallisierte Struktur auf und intergranuläre Rissbildung trat während des Schweißens auf.
Dies war ebenfalls eine Ursache dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau war.
Im Vergleichsbeispiel 38 war die Endtemperatur des Warmwalzens zu hoch und die Temperatur des Endglühens war zu hoch. Als ein Ergebnis war die Dichte der an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten, auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung hoch, und das Opferanodenmaterial löste sich während des Schweißens ab. Ebenfalls wies das Opferanodenmaterial eine umkristallisierte Struktur auf und intergranuläre Rissbildung trat während des Schweißens auf. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau. Da außerdem die 0,2%-Dehngrenze niedrig war, war die Genauigkeit des Anstoßens der Endflächen des Materials während des Schweißens verschlechtert. Dies war ebenfalls eine Ursache dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau war.
In Vergleichsbeispiel 39 war die Temperatur des finalen Glühens zu hoch. Als ein Ergebnis war die Dichte der an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten, auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallische Verbindung hoch, und das Opferanodenmaterial löste sich während des Schweißens ab. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau. Außerdem wiesen das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial eine umkristallisierte Struktur auf und intergranuläre Rissbildung trat während des Schweißens auf. Dies war ebenfalls ein Grund dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau war. Außerdem war, da die 0,2%-Dehngrenze niedrig war, die Genauigkeit des Zusammenstoßens der Endflächen des Materials während des Schweißens verschlechtert. Dies war ebenfalls eine Ursache dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau war.
In Vergleichsbeispiel 40 wurde das Endglühen nicht durchgeführt. Als ein Ergebnis war die 0,2%-Dehngrenze hoch und die Dehnungsfähigkeit war gering.
Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau.
In Vergleichsbeispiel 41 war die Temperatur des Zwischenglühens zu hoch und das Endglühen wurde nicht durchgeführt. Als ein Ergebnis war die Dichte der an der Kernmaterial/Opferanodenmaterial-Berührungsfläche gebildeten, auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung hoch, und das Opferanodenmaterial löste sich während des Schweißens ab. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau. Außerdem wiesen das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial eine umkristallisierte Struktur auf, und intergranuläre Rissbildung trat während des Schweißens auf. Dies war ebenfalls ein Grund dafür, dass die elektrische Widerstandsschweißeigenschaft nicht auf einem akzeptablen Niveau war. Außerdem war die 0,2%-Dehngrenze hoch und die Dehnungsfähigkeit war klein. Folglich war die elektrische Widerstandsschweißfähigkeit nicht auf einem akzeptablen Niveau.
Gewerbliche Anwendbarkeit
Erfindungsgemäß wird ein Aluminiumlegierungshartlötblech erhalten, welches dünn ist aber hervorragende Schweißfähigkeit und Festigkeit nach dem Hartlöten aufweist. Ein Wärmeaustauscher für ein Automobil und Ähnliches, der das Aluminiumlegierungshartlötblech verwendet, ist leicht und weist eine hervorragende thermische Leitfähigkeit auf, und die Festigkeit nach dem Hartlöten ist hervorragend. Daher kann die Lebensdauer des Wärmeaustauschers verlängert werden.
Bezugszeichenliste

10: Aluminiumlegierungshartlötblech
11: Kernmaterial
12: Hartlötfüllstoffmetall
13: Opferanodenmaterial

Claims

Aluminiumlegierungshartlötblech, das ein Kernmaterial mit einer Aluminiumlegierung, einer auf Al-Si basierenden Hartlötfüllstoffmetallplattierung auf einer Oberfläche des Kernmaterials und einer Opferanodenmaterialplattierung auf der anderen Oberfläche des Kernmaterials aufweist, wobei das Kernmaterial eine Aluminiumlegierung umfasst, die Si: 0,2–1,0 Masse-%, Fe: 0,05–0,40 Masse-%, Cu: 0,4–1,2 Masse-%, Mn: 0,3–1,8 Masse-%, eines, zwei oder mehrere ausgewählt aus Ti: 0,02–0,30 Masse-%, Zr: 0,02–0,30 Masse-%, Cr: 0,02–0,30 Masse-% und V: 0,02–0,30 Masse-% und ein Rest an Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst, das Opferanodenmaterial umfasst eine Aluminiumlegierung, die Si: 0,05–0,50 Masse-%, Fe: 0,01–0,30 Masse-%, Mg: 1,0–3,0 Masse-%, Zn: 2,0–6,0 Masse-% und einen Rest an Al und unvermeidbaren Verunreinigungen umfasst, in einem Querschnitt parallel zu der Längsrichtung und entlang der Dickenrichtung beinhaltet die Berührungsfläche zwischen dem Kernmaterial und dem Opferanodenmaterial 300 Teile/mm oder weniger einer auf Al-Mg-Cu basierenden intermetallischen Verbindung, und das Kernmaterial und das Opferanodenmaterial weisen eine nicht umkristallisierte Struktur auf.
Aluminiumlegierungshartlötblech nach Anspruch 1, wobei das Kernmaterial außerdem Mg: 0,05–0,60 Masse-% umfasst.
Aluminiumlegierungshartlötblech nach Anspruch 1 oder 2, wobei das Opferanodenmaterial außerdem wenigstens eines von Ti: 0,02–0,30% und V: 0,02–0,30% umfasst.
Aluminiumlegierungshartlötblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die 0,2%-Dehngrenze 140–200 N/mm² ist, und die prozentuale Bruchdehnung 5% oder mehr ist.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach einem der Ansprüche 1 bis 4 umfassend einen Schritt des Gießens der Aluminiumlegierungen für das Kernmaterial, das Opferanodenmaterial bzw. das Hartlötfüllstoffmetalls, einen Plattierungsschritt des Plattierens des Opferanodenmaterials auf eine Oberfläche des Kernmaterials und Plattieren des Hartlötfüllstoffmetalls auf die andere Oberfläche, einen Schritt des Erwärmens des Plattierungsmaterials, einen Warmwalzschritt, einen Kaltwalzschritt und einen Glühschritt, wobei der Glühschritt sowohl das Zwischenglühen während des Kaltwalzschritts und das Endglühen nach dem Kaltwalzschritt, oder nur das Endglühen beinhaltet, eine Endtemperatur des Warmwalzschritts ist 200–320°C, und die Glühtemperaturen des Zwischenglühens und des Endglühens sind in dem Fall des schubweisen Glühens 230–320°C und sind in dem Fall des kontinuierlichen Glühens 250–400°C.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach Anspruch 5, wobei das Glühen des Zwischenglühens und des Endglühens ein schubweises Glühen ist.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach Anspruch 5 oder 6, wobei die Glühhaltezeit des schubweisen Glühens 1–10 Stunden ist.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach Anspruch 5, wobei die Glühhaltezeit des kontinuierlichen Glühens 0–50 Sekunden ist.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach einem der Ansprüche 5 bis 8, das außerdem einen Homogenisierungsbehandlungsschritt des Homogenisierens eines Blocks des Kernmaterials bei 550°C oder weniger umfasst.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach einem der Ansprüche 5 bis 9, wobei das Plattierungsmaterial vor dem Warmwalzschritt für 1 bis 10 Stunden auf 400–550°C erwärmt wird.
Verfahren für die Herstellung des Aluminiumlegierungshartlötblechs nach einem der Ansprüche 5 bis 10, wobei eine Anfangstemperatur des Warmwalzschritts 400–530°C ist.