DE112020001012T5 - Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben - Google Patents

Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben Download PDF

Info

Publication number
DE112020001012T5
DE112020001012T5 DE112020001012.0T DE112020001012T DE112020001012T5 DE 112020001012 T5 DE112020001012 T5 DE 112020001012T5 DE 112020001012 T DE112020001012 T DE 112020001012T DE 112020001012 T5 DE112020001012 T5 DE 112020001012T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
mass
less
aluminum alloy
brazing
core material
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DE112020001012.0T
Other languages
English (en)
Inventor
Tomoki Yamayoshi
Taichi Suzuki
Hirokazu Tanaka
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
UACJ Corp
Original Assignee
UACJ Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by UACJ Corp filed Critical UACJ Corp
Publication of DE112020001012T5 publication Critical patent/DE112020001012T5/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/28—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 950 degrees C
    • B23K35/286—Al as the principal constituent
    • B23K35/288—Al as the principal constituent with Sn or Zn
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0222—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in soldering, brazing
    • B23K35/0233—Sheets, foils
    • B23K35/0238—Sheets, foils layered
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/28—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 950 degrees C
    • B23K35/286—Al as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/016—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of aluminium or aluminium alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K1/00—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering
    • B23K1/0008—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering specially adapted for particular articles or work
    • B23K1/0012—Brazing heat exchangers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K1/00—Soldering, e.g. brazing, or unsoldering
    • B23K1/008—Soldering within a furnace
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/14—Heat exchangers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/08—Non-ferrous metals or alloys
    • B23K2103/10—Aluminium or alloys thereof

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Details Of Heat-Exchange And Heat-Transfer (AREA)

Abstract

Ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird, weist ein Hartlotmaterial, das auf mindestens eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials plattiert ist, auf. Ein Oxid wird auf einer Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs durch Hartlöterhitzung ausgebildet, welches Oxid eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, und ein atomares molares Verhältnis von Mg, Li und Ca zu Al in dem Oxid, das auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, ist 0,50 oder weniger. Die vorliegende Erfindung sieht ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit bei Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, aufweist, und ein Verfahren zum Herstellen desselben vor.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten von Aluminium oder einer Aluminiumlegierung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird, und ein Verfahren zum Herstellen desselben.
  • HINTERGRUND
  • Eine Hartlötverbindung wird weithin als ein Verfahren zum Verbinden von Aluminiumprodukten, die eine Anzahl winziger Verbindungsabschnitte aufweisen, wie beispielsweise Wärmetauscher und Maschinenkomponenten, die aus Aluminium ausgebildet sind, verwendet. Zum Ausführen einer Hartlötverbindung für Aluminium oder eine Aluminiumlegierung ist es unabdingbar, einen Oxidfilm, der die Oberfläche davon bedeckt, aufzubrechen und das geschmolzene Hartlotmaterial freizulegen und mit einem Basismaterial oder einem ähnlich geschmolzenen Hartlotmaterial zu benetzen. Verfahren zum Aufbrechen des Oxidfilms sind weitgehend in Verfahren einer Verwendung eines Flussmittels in einem Stickstoffgasofen und Verfahren in einem Vakuumheizofen, die kein Flussmittel verwenden, aufgeteilt, und beide von ihnen sind in praktische Verwendung gestellt worden.
  • Bei den Verfahren in einem Stickstoffgasofen, die ein Flussmittel verwenden, reagiert das Flussmittel mit dem Oxidfilm während Hartlöterhitzung und bricht den Oxidfilm auf. Jedoch weisen die Verfahren ein Problem einer Zunahme an Kosten des Flussmittels und Kosten des Schritts eines Auftragens eines Flussmittels auf. Zudem kann, wenn das Flussmittel ungleichmäßig aufgetragen wird, ein fehlerhaftes Hartlöten auftreten. Im Gegensatz dazu wird bei den Verfahren in einem Vakuumheizofen, die kein Flussmittel verwenden, ein Hartlotmaterial, das aus einer Al-Si-Mg-basierten Legierung ausgebildet ist, verwendet, wird Mg in dem Hartlotmaterial durch Erhitzen in Vakuum verdampft, und wird der Oxidfilm auf der Oberfläche des Materials aufgebrochen. Jedoch weisen die Verfahren das Problem auf, dass teuere Vakuumheizeinrichtungen erforderlich sind. Die Verfahren weisen auch das Problem auf, dass hohe Wartungskosten zum Entfernen von anhaftendem Mg erforderlich sind, da verdampftes Mg an der Innenseite des Ofens anhaftet. Aus diesem Grund besteht ein zunehmender Bedarf, eine Verbindung in einem Stickstoffgasofen auszuführen, ohne ein Flussmittel zu verwenden.
  • Um den Bedarf, wie er oben beschrieben wurde, zu erfüllen, schlägt beispielsweise Patentliteratur 1 vor, Mg in dem Hartlotmaterial zum Ermöglichen einer Oberflächenverbindung einzubinden. Zudem schlägt Patentliteratur 2 vor, Mg in dem Kernmaterial einzubinden und Mg während Hartlöterhitzung zum Ermöglichen einer Kehlenausbildung in einer einfachen Lamellen-/Röhrenverbindung in das Hartlotmaterial zu diffundieren. Zudem offenbart Patentliteratur 2, dass eine gute flussmittelfreie Hartlötbarkeit durch Begrenzen des äquivalenten Kreisdurchmessers und der Anzahl von Si-Partikeln, die in dem Hartlotmaterial enthalten sind, und Bringen des Hartlotmaterials und des Hartlotzielmaterials in engen Kontakt miteinander erhalten werden kann. Jedoch ist es für diese Verfahren unmöglich, ohne Auftragen eines Flussmittels in einer Verbindung, die eine Lücke aufweist, eine ausreichende Kehle auszubilden. Insbesondere wird bei diesen Verfahren der Oxidfilm in Partikel mit Mg aufgebrochen, und danach wird durch eine Differenz bei thermischer Ausdehnung zwischen dem geschmolzenen Hartlotmaterial und dem Oxidfilm oder äußere Kraft, wie beispielsweise einen Fluss von Hartlotzusatzmetall, so dass eine Benetzung bewirkt wird, eine neue Oberfläche des geschmolzenen Hartlotmaterials freigelegt. Aus diesem Grund verursachen diese Verfahren eine Ausbildung einer verzerrten Kehle begleitet von einer Unterbrechung der Kehle.
  • Zudem schlägt Patentliteratur 3 vor, dass es effektiv ist, die Dicke eines MgO-Films, der auf dem Oxidfilm vor Hartlöterhitzung vorliegt, zu unterdrücken. Jedoch wird bei Patentliteratur 3 mit dem Hartlotmaterial, das Mg von 0,1 Masse% oder mehr enthält, da ein MgO-basierter Film während Hartlöterhitzung in einer praktischen Verbindung teilweise ausgebildet wird und eine Ausbildung einer Kehle verhindert, eine Unterbrechung einer Kehle verursacht. Im Gegensatz dazu schlägt Patentliteratur 4 ein Verfahren zum Entfernen eines MgO-basierten Films und Ermöglichen flussmittellosen Hartlötens durch Ausführen einer Säurereinigung für ein Hartlotmaterial, das Mg von 0,05 Masse% oder mehr enthält, vor Hartlöterhitzung vor. Jedoch ist das Verfahren nicht imstande, eine Ausbildung eines MgO-basierten Films während Hartlöterhitzung, wie Patentliteratur 1, ausreichend zu unterdrücken.
  • Patentliteratur 5 schlägt ein Hartlotblech vor, bei dem Oxidpartikel, die ein X-Element (X ist Mg, Li, Be, Ca, Ce, La, Y und Zr) aufweisen, die ein Volumenänderungsverhältnis von 0,99 oder weniger zu dem Oxidfilm vor Hartlöterhitzung aufweisen, auf der Oberfläche ausgebildet werden. Obwohl diese Struktur eine verbesserte Hartlötbarkeit für eine praktischere Verbindung, die eine Lücke aufweist, aufweist, weist ein tatsächlicher Wärmetauscher eine größere Lücke auf, und kann die Hartlötbarkeit der Struktur unzureichend sein.
  • STAND-DER-TECHNIK-LITERATUREN
  • PATENTLITERATUREN
    • Patentliteratur 1: japanische offengelegte Patentanmeldung Nr. 2013-215797-A
    • Patentliteratur 2: japanisches Patent Nr. 4547032
    • Patentliteratur 3: japanische offengelegte Patentanmeldung Nr. 2004-358519-A
    • Patentliteratur 4: japanische offengelegte Patentanmeldung Nr. H11-285817-A
    • Patentliteratur 5: japanische offengelegte Patentanmeldung Nr. 2017-074609-A
  • ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
  • DURCH DIE ERFINDUNG ZU LÖSENDES PROBLEM
  • Ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist, ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das selbst in dem Fall eines Aufweisens einer großen Lücke eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit sowie einen engen Kontaktteil zwischen Bauteilen eines Wärmetauschers bei Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, aufweist, und ein Verfahren zum Herstellen desselben vorzusehen.
  • MITTEL ZUM LÖSEN DES PROBLEMS
  • Das oben beschriebene Problem wird durch die vorliegende Erfindung, die nachfolgend beschrieben wird, gelöst.
  • Insbesondere sieht die vorliegende Erfindung (1) ein Aluminiumlegierungshartlotblech vor, das zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird, mit:
    • einem Hartlotmaterial, das auf mindestens eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials plattiert ist,
    • bei dem das Kernmaterial aus Aluminium oder einem Aluminiumlegierungskernmaterial, das eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von
    • 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    • bei dem das Hartlotmaterial ein Aluminiumlegierungshartlotmaterial ist, das Si von 4,00 bis 13,00 Masse% und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, bei dem
    • ein Oxid auf einer Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs durch Hartlöterhitzung ausgebildet wird, das eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, und
    • ein atomares molares Verhältnis von Mg, Li und Ca zu Al in dem Oxid, das auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, 0,5 oder weniger ist.
  • Die vorliegende Erfindung (2) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (1) vor, bei dem das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Zweischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist.
  • Die vorliegende Erfindung (3) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (1) vor, bei dem das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Dreischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf jede von beiden Seitenoberflächen des Kernmaterials plattiert ist.
  • Die vorliegende Erfindung (4) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (1) vor, bei dem
    das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Dreischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist und ein Plattierungsmaterial auf die andere Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist, und
    das Plattierungsmaterial ein Aluminiumlegierungsplattierungsmaterial ist, das aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist.
  • Die vorliegende Erfindung (5) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (4) vor, bei dem das Kernmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Li von 3,00 Masse% oder weniger und Ca von 3,00 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (6) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (5) vor, bei dem das Kernmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (7) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (6) vor, bei dem das Hartlotmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (8) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (7) vor, bei dem das Hartlotmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,05 Masse% oder weniger, Sr von 0,05 Masse% oder weniger, Sb von 0,05 Masse% oder weniger, Zn von 8,00 Masse% oder weniger, Cu von 4,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Mn von 1,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (9) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (4) bis (8) vor, bei dem das Plattierungsmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Si von 5,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 1,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (10) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (9) vor, bei dem das Oxid, das auf einer Hartlotmaterialoberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs ausgebildet ist, eine Dicke von 50 nm oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (11) sieht ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs vor, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung und Kaltbearbeitung für (1) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; oder (3) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Plattierungsmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem
    der Kernmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    der Plattierungsmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, und
    eine Zwischenglühbehandlung, eine abschließende Glühbehandlung oder eine Glühbehandlung ausgeführt wird, bei denen die Zwischenglühbehandlung zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, die abschließende Glühbehandlung nach einem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, und die Glühbehandlung sowohl zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung als auch nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird.
  • Die vorliegende Erfindung (12) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (11) vor, bei dem der Kernmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Li von 3,00 Masse% oder weniger und Ca von 3,00 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (13) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (11) oder (12) vor, bei dem einer von dem Kernmaterialbarren und dem Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (14) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (11) bis (13) vor, bei dem der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,05 Masse% oder weniger, Sr von 0,05 Masse% oder weniger, Sb von 0,05 Masse% oder weniger, Zn von 8,00 Masse% oder weniger, Cu von 4,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Mn von 1,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (15) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (11) bis (14) vor, bei dem der Plattierungsmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Si von 5,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 1,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  • Die vorliegende Erfindung (16) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (11) bis (15) vor, bei dem eine Hartlotmaterialoberfläche eines Plattierungsmaterials einem Ätzen unter Verwendung einer oder beider einer wässrigen Säurelösung und einer wässrigen basischen Lösung unterzogen wird, welches Ätzen nach der Zwischenglühbehandlung, wenn die Zwischenglühbehandlung ausgeführt wird, nach der abschließenden Glühbehandlung, wenn die abschließende Glühbehandlung ausgeführt wird, und einem oder beiden von einem Zeitpunkt nach der Zwischenglühbehandlung und einem Zeitpunkt nach der abschließenden Glühbehandlung, wenn sowohl die Zwischenglühbehandlung als auch die abschließende Glühbehandlung ausgeführt werden, ausgeführt wird.
  • WIRKUNGEN DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das bei Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit aufweist, und ein Verfahren zum Herstellen desselben.
  • KURZE ERLÄUTERUNG VON ZEICHNUNGEN
  • 1 ist ein Schaubild, das eine Anordnung eines Lückenfüllteststücks bei Beispielen und Vergleichsbeispielen darstellt.
  • AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
  • Mg, Li und Ca brechen ein filmartiges Oxid, das auf einer Oberfläche eines Hartlotmaterials ausgebildet ist, während Hartlöterhitzung auf und legen eine neue Oberfläche des geschmolzenen Hartlotmaterials effektiv frei. Zudem reduzieren, da Mg, Li und Ca eine kleinere Oxiderzeugungsenergie als jene von Al aufweisen, Mg, Li und Ca das filmartige Oxid, das hauptsächlich Al aufweist, während Hartlöterhitzung und bilden ein partikelförmiges Oxid, das Mg, Li und Ca aufweist, aus. Insbesondere werden, da das Hartlotmaterial des Hartlotblechs, das eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca von mehr als 0,03 Masse% aufweist, Mg, Li und Ca ausreichend in die Oberflächenschicht des Gegenstückmaterials (beispielsweise eines 3003-Materials), an das das Hartlotblech angefügt wird, diffundiert, und werden Oxidpartikel, die eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweisen, in dem 3003-Material, das als das Gegenstückmaterial dient, ausgebildet. Dies verursacht eine Änderung bei dem Volumen des Oxids auf der Oberfläche des Gegenstückmaterials, und eine gute Hartlötbarkeit wird selbst bei einer Verbindung, die eine große Lücke aufweist, erlangt.
  • Ein Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird, mit:
    • einem Hartlotmaterial, das auf mindestens eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist,
    • bei dem das Kernmaterial aus Aluminium oder einem Aluminiumlegierungskernmaterial, das eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger,
    • Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    • bei dem das Hartlotmaterial ein Aluminiumlegierungshartlotmaterial ist, das eines oder zwei oder mehr von Si von 4,00 bis 13,00 Masse%, Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, bei dem
    • ein Oxid auf einer Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs durch Hartlöterhitzung ausgebildet wird, welches Oxid eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, und
    • ein atomares molares Verhältnis von Mg, Li und Ca zu Al in dem Oxid, das auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, 0,5 oder weniger ist.
  • Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird. Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Plattierungsmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial, das eine chemische Zusammensetzung, die wie folgt dargestellt ist, aufweist, auf mindestens eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials, das eine chemische Zusammensetzung, die wie folgt dargestellt ist, aufweist, plattiert ist. Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist: (1) ein Zweischichtenmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials plattiert ist; (2) ein Dreischichtenmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial auf jede von Seitenoberflächen eines Kernmaterials plattiert ist; oder (3) ein Dreischichtenmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials plattiert ist und ein Plattierungsmaterial auf die andere Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist.
  • Das Kernmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist aus Aluminium oder einem Aluminiumlegierungskernmaterial, das eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet.
  • Wenn das Kernmaterial aus Aluminium ausgebildet ist, ist eine Reinheit des Aluminiums nicht insbesondere beschränkt, aber ist bevorzugt 99,0 Masse% oder mehr, und besonders bevorzugt 99,5 Masse% oder mehr.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Fe zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Kernmaterial Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Kernmaterial 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,70 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 0,60 Masse%. Mit dem Fe-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, nimmt die Festigkeit des Kernmaterials zu. Andererseits nimmt, wenn der Fe-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, eine Korrosionsbeständigkeit davon ab, und werden leicht riesige Verbindungen erzeugt.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Si zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Kernmaterial Si aufweist, ist der Si-Gehalt in dem Kernmaterial 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,30 bis 0,75 Masse%. Mit dem Si-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, nimmt die Festigkeit des Kernmaterials zu. Andererseits wird, wenn der Si-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, der Schmelzpunkt davon zu niedrig, tritt bei Hartlöten lokales Schmelzen auf, und wird das Kernmaterial verformt, so dass eine Abnahme bei einer Korrosionsbeständigkeit verursacht wird.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Cu zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit und Potentialanpassung bei. Wenn das Kernmaterial Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Kernmaterial 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,15 bis 0,80 Masse%. Mit dem Cu-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, nimmt die Festigkeit des Kernmaterials zu. Andererseits tritt, wenn der Cu-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, leicht Grenzkorrosion auf, und wird der Schmelzpunkt davon zu niedrig.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Mn zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit und Potentialanpassung bei. Wenn das Kernmaterial Mn aufweist, ist der Mn-Gehalt in dem Kernmaterial 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,30 bis 1,50 Masse%. Mit dem Mn-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, nimmt die Festigkeit des Kernmaterials zu, und wird die Potentialanpassungswirkung erzielt. Andererseits treten, wenn der Mn-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Walzen des Materials leicht Risse auf.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Zn zu einer Potentialanpassung bei. Wenn das Kernmaterial Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Kernmaterial 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 bis 3,00 Masse%, und besonders bevorzugt 1,50 bis 3,00 Masse%. Mit dem Zn-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung erzielt. Andererseits wird, wenn der Zn-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential davon zu niedrig, und nimmt die Korrosionsbeständigkeit davon ab.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, verbessert Cr eine Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und fällt Al-Cr-basierte winzige Verbindungen aus, so dass es auf eine Kornvergröberung nach Hartlöten wirkt. Der Cr-Gehalt in dem Kernmaterial ist 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Mit dem Cr-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeit des Kernmaterials verbessert. Andererseits werden, wenn der Cr-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, verbessert Ti eine Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und wird in einer Schicht zum Ausbilden einer Hochpotentialschicht und einer Niederpotentialschicht in dem Kernmaterial verteilt. Mit dieser Struktur ändert sich die Korrosionsform von einer Lochfraßform zu einer Schichtform, und wird die Wirkung einer Verbesserung einer Korrosionsbeständigkeit vorgewiesen. Der Ti-Gehalt in dem Kernmaterial ist 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, und besonders bevorzugt 0,12 bis 0,18 Masse%. Mit dem Ti-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeit des Kernmaterials verbessert, und wird eine Korrosionsbeständigkeit davon verbessert. Andererseits werden, wenn der Ti-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, verbessert Zr eine Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und fällt Al-Zr-basierte winzige Verbindungen aus, so dass es auf eine Kornvergröberung nach Hartlöten wirkt. Der Zr-Gehalt in dem Kernmaterial ist 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Mit dem Zr-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeit des Kernmaterials verbessert, und wird die Kornvergröberungswirkung nach Hartlöten erlangt. Andererseits werden, wenn der Zr-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt In zu einer Potentialanpassung bei. Wenn das Kernmaterial In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Kernmaterial 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%. Mit dem In-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung erzielt. Andererseits wird, wenn der In-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential davon zu niedrig, und nimmt die Korrosionsbeständigkeit davon ab.
  • Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, trägt Sn zu einer Potentialanpassung bei. Wenn das Kernmaterial Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Kernmaterial 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,10 Masse%. Mit dem Sn-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung erzielt. Andererseits wird, wenn der Sn-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential davon zu niedrig, und nimmt die Korrosionsbeständigkeit davon ab.
  • Das Kernmaterial kann Bi aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Kernmaterial ausbildet, wirkt Bi so, dass es eine Abnahme bei der Bi-Konzentration des Hartlotmaterials, wenn das Hartlotmaterial während Hartlöterhitzung geschmolzen wird und etwas von dem Kernmaterial schmilzt, unterdrückt, und weist die Wirkung eines Reduzierens der Oberflächenspannung des geschmolzenen Al-Si-Hartlotzusatzmetalls vor. Wenn das Kernmaterial Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Kernmaterial 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%. Der Bi-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, erzeugt die Wirkung, dass er in das Hartlotmaterial geschmolzen wird und die Oberflächenspannung reduziert. Andererseits wird, wenn der Bi-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, ein Walzen des Materials schwierig.
  • Das Kernmaterial kann eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweisen. Wenn das Kernmaterial Mg aufweist, ist der Mg-Gehalt in dem Kernmaterial 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%. Wenn das Kernmaterial Li aufweist, ist der Li-Gehalt in dem Kernmaterial 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%. Wenn das Kernmaterial Ca aufweist, ist der Ca-Gehalt in dem Kernmaterial 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%. Mit dem Mg-, Li- oder Ca-Gehalt in dem Kernmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wirkt Mg, Li oder Ca so, dass es eine Abnahme bei der Mg-, Li- oder Ca-Konzentration des Hartlotmaterials, wenn das Hartlotmaterial geschmolzen wird, unterdrückt und etwas von dem Kernmaterial während Hartlöterhitzung schmilzt. Dementsprechend wird das Volumenänderungsverhältnis eines Oxids, das durch Oxidation von Mg, Li oder Ca auf der Oberfläche des Hartlotmaterials ausgebildet wird, 0,990 oder weniger, und wird die Oxidfilmaufbrechwirkung des Hartlotblechs oder des Gegenstückmaterials mit Mg, Li und Ca verbessert, und wird eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit erlangt. Andererseits nimmt, wenn der Mg-, Li- oder Ca-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, der Schmelzpunkt des Kernmaterials zu sehr ab, und tritt bei Hartlöterhitzung lokales Schmelzen in dem Kernmaterial auf. Dies verursacht eine Verformung des Kernmaterials, verursacht eine Erosion des Kernmaterials mit dem geschmolzenen Hartlotzusatzmetall, und verringert die Hartlötverbindungseigenschaft und/oder Korrosionsbeständigkeit.
  • Das Kernmaterial kann Ag, B, Be, Cd, Co, Ga, Ge, Mo, Na, Ni, P, Pb, Sr, V, Hg und Y von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Das Hartlotmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotmaterial mit:
    1. (i) Si von 4,0 bis 13,0 Masse%; und
    2. (ii) einem oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
  • Das Hartlotmaterial weist Si als ein unerlässliches Element auf. Der Si-Gehalt in dem Hartlotmaterial ist 4,00 bis 13,00 Masse%, und besonders bevorzugt 4,50 bis 12,00 Masse%. Mit dem Si-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird eine ausreichende Flüssigkeitsphase, die für eine Hartlötverbindung notwendig ist, erlangt. Andererseits ist, wenn der Si-Gehalt in dem Hartlotmaterial geringer als der oben beschriebene Bereich ist, die Flüssigkeitsphasenmenge unzureichend. Der Si-Gehalt, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, verursacht leicht ein Auftreten von Rissen bei Herstellung des Materials und verursacht Schwierigkeit bei Herstellung des Hartlotblechs.
  • Das Hartlotmaterial weist eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca auf.
  • Wenn das Hartlotmaterial Mg aufweist, überschreitet der Mg-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,03 Masse% und ist 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,60 bis 1,20 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Li aufweist, überschreitet der Li-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,03 Masse% und ist 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,04 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Ca aufweist, überschreitet der Ca-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,03 Masse% und ist 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%. Mit dem Mg-, Li- oder Ca-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird das Volumenänderungsverhältnis eines Oxids, das durch Oxidation von Mg, Li oder Ca während Hartlöterhitzung ausgebildet wird, auf 0,990 oder weniger festgelegt, so dass die Wirkung eines Aufbrechens des Oxidfilms auf dem Hartlotblech oder dem Gegenstückmaterial mit Mg, Li und Ca verbessert wird und eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit erzielt wird. Andererseits reduzieren die Mg-, Li- und Ca-Gehalte in dem Hartlotmaterial, die geringer als der oben beschriebene Bereich sind, die Wirkung eines Aufbrechens des Oxidfilms auf dem Hartlotblech oder dem Gegenstückmaterial mit Mg, Li und Ca. Wenn die Mg-, Li- und Ca-Gehalte den oben beschriebenen Bereich überschreiten, schreitet eine Oxidation von Mg, Li und Ca während Hartlöterhitzung voran, und wird ein Oxid, das ein Volumenänderungsverhältnis von mehr als 0,990 aufweist, ausgebildet.
  • Das Hartlotmaterial kann Bi aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, weist Bi die Wirkung eines Reduzierens der Oberflächenspannung des geschmolzenen Al-Si-Hartlotzusatzmetalls vor. Wenn das Hartlotmaterial Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterial 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 Masse% oder weniger, bevorzugter 0,05 bis 0,40 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,30 Masse%. Der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, ermöglicht, dass die Wirkung eines Reduzierens der Oberflächenspannung leicht erzielt wird. Andererseits wird, wenn der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, die Oberfläche des Hartlotmaterials nach Hartlöten zu Schwarz verfärbt, und wird die Hartlötbarkeit reduziert.
  • Das Hartlotmaterial kann eines oder zwei oder mehr von Na, Sr und Sb aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, mikronisieren Na, Sr und Sb die Si-Partikel in dem Hartlotmaterial und weisen die Wirkung eines Verbesserns einer Fließfähigkeit des Hartlotzusatzmetalls vor. Wenn das Hartlotmaterial Na aufweist, ist der Na-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,05 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%, und besonders bevorzugt 0,007 bis 0,04 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Sr aufweist, ist der Sr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,05 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%, und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,02 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Sb aufweist, ist der Sb-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,05 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%.
  • Das Hartlotmaterial kann eines oder zwei von Zn und Cu aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, reduzieren Zn und Cu den Schmelzpunkt des Hartlotmaterials und ermöglichen Hartlöten bei einer Temperatur niedriger als 600°C, die als eine gewöhnliche Hartlöttemperatur dient. Wenn das Hartlotmaterial Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Hartlotmaterial bevorzugt 8,00 Masse% oder weniger, bevorzugter 1,00 bis 8,00 Masse%, besonders bevorzugt 2,00 bis 8,00 Masse%, und weiter bevorzugt 3,00 bis 5,00 Masse%, unter dem Gesichtspunkt eines leichten Erzielens der Wirkung eines Reduzierens des Schmelzpunkts des Hartlotmaterials. Andererseits treten, wenn der Zn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 8,00 Masse% überschreitet, während Kaltwalzens Risse in dem Hartlotmaterial auf, und wird kein intaktes Blechmaterial erlangt. Zudem ist, wenn das Hartlotmaterial Zn aufweist, der Zn-Gehalt in dem Hartlotmaterial bevorzugt 3,00 Masse% oder weniger, unter dem Gesichtspunkt eines leichten Erzielens der Wirkung eines Verhinderns, dass das Kernmaterial korrodiert wird, durch Festlegen des Potentials des Hartlotmaterials als weniger edel und Korrodieren des Hartlotmaterials mit Vorrang vor dem Kernmaterial. Wenn das Hartlotmaterial Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Hartlotmaterial 4,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 bis 4,00 Masse%, und besonders bevorzugt 1,00 bis 2,50 Masse%. Der Cu-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, verbessert die Wirkung eines Reduzierens des Schmelzpunkts des Hartlotmaterials. Andererseits treten, wenn der Cu-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, während Kaltwalzens Risse in dem Hartlotmaterial auf, und wird kein intaktes Blechmaterial erlangt.
  • Das Hartlotmaterial kann Fe aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, kristallisiert Fe Al-Fe-basierte relativ grobe Verbindungen, so dass es auf eine Kornmikronisierung des Hartlotmaterials nach Hartlöten wirkt. Wenn das Hartlotmaterial Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Hartlotmaterial 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 0,50 Masse%. Mit dem Fe-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Kornmikronisierungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Fe-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
  • Das Hartlotmaterial kann eines oder zwei oder mehr von Mn, Cr, Ti und Zr aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, fällen Mn, Cr, Ti und Zr Al-Mn-basierte, Al-Cr-basierte, Al-Ti-basierte bzw. Al-Zr-basierte relativ grobe Verbindungen aus, so dass sie auf eine Kornvergröberung nach Hartlöten wirken. Wenn das Hartlotmaterial Mn aufweist, ist der Mn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,60 Masse%. Mit dem Mn-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Kornvergröberungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Mn-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Wenn das Hartlotmaterial Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%. Mit dem Cr-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Kornvergröberungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Cr-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Wenn das Hartlotmaterial Ti aufweist, ist der Ti-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 Masse% oder weniger, und besonders bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%. Mit dem Ti-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Kornvergröberungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Ti-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Wenn das Hartlotmaterial Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%. Mit dem Zr-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Kornvergröberungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Zr-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Die Korngröße nach Hartlöten wird unter Verwendung der oben beschriebenen Vorgänge angepasst. Die Wirkung der vorliegenden Erfindung kann in dem oben beschriebenen Bereich ausreichend erzielt werden.
  • Das Hartlotmaterial kann In aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, weist In die Wirkung eines Verhinderns, dass das Kernmaterial korrodiert wird, durch Festlegen des Potentials des Hartlotmaterials als weniger edel und Korrodieren des Hartlotmaterials mit Vorrang vor dem Kernmaterial vor. Wenn das Hartlotmaterial In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,10 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, und besonders bevorzugt 0,02 bis 0,03 Masse%. Mit dem In-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung leicht erzielt. Andererseits wird, wenn der In-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential zu niedrig, und wird die Korrosionsbeständigkeit reduziert.
  • Das Hartlotmaterial kann Sn aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Hartlotmaterial ausbildet, weist Sn die Wirkung eines Verhinderns, dass das Kernmaterial korrodiert wird, durch Festlegen des Potentials des Hartlotmaterials als weniger edel und Korrodieren des Hartlotmaterials mit Vorrang vor dem Kernmaterial vor. Wenn das Hartlotmaterial Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,05 Masse%. Mit dem Sn-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung leicht erzielt. Andererseits wird, wenn der Sn-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential zu niedrig, und wird die Korrosionsbeständigkeit reduziert.
  • Das Hartlotmaterial kann Ag, B, Be, Cd, Co, Ga, Ge, Mo, Ni, P, Pb, V, Hg und Y von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Das Plattierungsmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist aus Aluminium oder einem Aluminiumlegierungsplattierungsmaterial, das Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet. Bei dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird, da das Plattierungsmaterial plattiert ist, die Korrosionsbeständigkeit des Aluminiumprodukts nach Hartlöten durch die Opferantikorrosionswirkung weiter verbessert. Bei dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird während Hartlöterhitzung ein Oxid auf einer Oberfläche auf der Hartlotmaterialseite ausgebildet, und weist das Oxid eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca auf und weist einen Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger, bevorzugt 0,700 bis 0,970, bevorzugter 0,700 bis 0,950, und besonders bevorzugt 0,800 bis 0,900, zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, auf. Mit dieser Struktur wird bei Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, eine neue Oberfläche des Hartlotmaterials freigelegt, und weist das Aluminiumlegierungshartlotblech eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit auf. Aus diesem Grund erzeugt das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung die Wirkung der vorliegenden Erfindung, die oben beschrieben wurde, ungeachtet dessen, ob das Plattierungsmaterial auf eine Oberfläche des Kernmaterials gegenüber einer Oberfläche, die mit dem Hartlotmaterial versehen ist, plattiert oder nicht plattiert ist.
  • Wenn das Plattierungsmaterial aus Aluminium ausgebildet ist, ist die Reinheit des Aluminiums nicht insbesondere beschränkt, aber bevorzugt 99,0 Masse% oder mehr, und besonders bevorzugt 99,5 Masse% oder mehr.
  • Wenn das Plattierungsmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 6,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 3,00 Masse% oder weniger. Mit dem Zn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Opferantikorrosionswirkung verbessert. Andererseits nimmt, wenn der Zn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das Potential des Plattierungsmaterials übermäßig ab, und kann der Fortschritt von Korrosion verstärkt werden.
  • Das Plattierungsmaterial kann Mn aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, trägt Mn zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Plattierungsmaterial Mn aufweist, ist der Mn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 2,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%. Mit dem Mn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeitsverbesserungswirkung leicht erzielt. Andererseits treten, wenn der Mn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Walzen des Materials leicht Risse auf.
  • Das Plattierungsmaterial kann Mg aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, trägt Mg zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Plattierungsmaterial Mg aufweist, ist der Mg-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,40 bis 1,80 Masse%. Mit dem Mg-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeitsverbesserungswirkung leicht erzielt. Andererseits treten, wenn der Mg-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Walzen des Materials leicht Risse auf.
  • Das Plattierungsmaterial kann Si aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, trägt Si zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Plattierungsmaterial Si aufweist, ist der Si-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 5,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,50 Masse%, bevorzugter 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masse%. Mit dem Si-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, nimmt die Festigkeit des Plattierungsmaterials zu. Zudem ist der Si-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 1,50 bis 5,00 Masse%, und besonders bevorzugt 2,50 bis 4,50 Masse%. Wenn der Si-Gehalt in den Bereich von 1,50 bis 5,00 Masse% fällt, ändert sich das Plattierungsmaterial während Hartlöterhitzung zu einem halbgeschmolzenen Zustand, so dass es eine sehr kleine Menge von Flüssigphasenhartlotzusatzmetall zuführt und eine Hartlötbarkeit verbessert, wenn die Plattierungsmaterialoberfläche als die Hartlotoberfläche dient. Wenn der Si-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, wird der Schmelzpunkt zu niedrig, tritt bei Hartlöten Schmelzen auf, und wird das Plattierungsmaterial verformt.
  • Das Plattierungsmaterial kann Fe aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, trägt Fe zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Plattierungsmaterial Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,70 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%. Mit dem Fe-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeitsverbesserungswirkung leicht erzielt. Andererseits nimmt, wenn der Fe-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, die Korrosionsbeständigkeit ab, und werden leicht riesige Verbindungen erzeugt.
  • Das Plattierungsmaterial kann Cu aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, trägt Cu zu einer Verbesserung bei einer Festigkeit bei. Wenn das Plattierungsmaterial Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%. Mit dem Cu-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeitsverbesserungswirkung leicht erzielt. Andererseits tritt, wenn der Cu-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, leicht Grenzkorrosion auf.
  • Das Plattierungsmaterial kann eines oder zwei oder mehr von Ti, Zr und Cr aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, weisen Ti, Zr und Cr die Wirkung eines Verbesserns einer Festigkeit durch Festlösungsverfestigung vor. Wenn das Plattierungsmaterial Ti aufweist, ist der Ti-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn das Plattierungsmaterial Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn das Plattierungsmaterial Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Mit dem Ti-, Zr- oder Cr-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Festigkeitsverbesserungswirkung leicht erzielt. Andererseits werden, wenn der Ti-, Zr- oder Cr-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
  • Das Plattierungsmaterial kann In aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, weist In die Wirkung eines Verhinderns, dass das Kernmaterial korrodiert wird, durch Festlegen des Potentials des Plattierungsmaterials als weniger edel und Korrodieren des Plattierungsmaterials mit Vorrang vor dem Kernmaterial vor. Wenn das Plattierungsmaterial In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%. Mit dem In-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung leicht erzielt. Andererseits wird, wenn der In-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential zu niedrig, und wird die Korrosionsbeständigkeit reduziert.
  • Das Plattierungsmaterial kann Sn aufweisen. Bei der Aluminiumlegierung, die das Plattierungsmaterial ausbildet, weist Sn die Wirkung eines Verhinderns, dass das Kernmaterial korrodiert wird, durch Festlegen des Potentials des Plattierungsmaterials als weniger edel und Korrodieren des Plattierungsmaterials mit Vorrang vor dem Kernmaterial vor. Wenn das Plattierungsmaterial Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,05 Masse%. Mit dem Sn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, wird die Potentialanpassungswirkung leicht erzielt. Andererseits wird, wenn der Sn-Gehalt in dem Plattierungsmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, das natürliche Elektrodenpotential zu niedrig, und wird die Korrosionsbeständigkeit reduziert.
  • Das Plattierungsmaterial kann Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Ga, Ge, Li, Mo, Na, Ni, P, Pb, Sr, V und Hg von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotblech, bei dem ein Oxid auf einer Oberfläche davon durch Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, ausgebildet wird, und das Oxid eines oder zwei oder mehr von Mg, Ni und Ca aufweist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger, bevorzugt 0,700 bis 0,970, bevorzugter 0,700 bis 0,950, und besonders bevorzugt 0,800 bis 0,900, zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist. Bei Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, weist, wenn das Oxid, das Mg, Li und Ca aufweist und einer Hartlöterhitzung unterzogen worden ist, ein Volumenänderungsverhältnis, das in den oben beschriebenen Bereich fällt, zu einem Oberflächenoxid, das vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, und das ausgebildete partikelförmige Oxid Mg, Li und Ca aufweist, da eine neue Oberfläche des Hartlotmaterials bei Hartlöterhitzung effektiv freigelegt wird, das Aluminiumlegierungshartlotblech eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit auf.
  • Im Gegensatz dazu wird bei Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, wenn das Oxid, das eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und einer Hartlöterhitzung unterzogen worden ist, ein Volumenänderungsverhältnis, das den oben beschriebenen Bereich überschreitet, zu einem Oberflächenoxid, das vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, eine neue Oberfläche des Hartlotmaterials bei Hartlöterhitzung nicht leicht freigelegt. Bei der vorliegenden Erfindung ist das Volumenänderungsverhältnis des Oxids, das eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und durch Hartlöterhitzung ausgebildet wird, ein Volumenänderungsverhältnis zu einem Oxidfilm, der auf einer Oberfläche der Hartlotoberfläche vor Hartlöten ausgebildet ist, und ein Wert, der unter Verwendung des Ausdrucks „Volumen pro Sauerstoffatom von Oxidpartikeln, die eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweisen und durch Hartlöterhitzung ausgebildet sind/Volumen pro Sauerstoffatom eines Oxidfilms, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials vor Hartlöten ausgebildet ist“. In dem Ausdruck wird das Volumen pro Sauerstoffatom durch Teilen des Molekulargewichts des Oxids durch die Dichte des Oxids berechnet.
  • Mg, Li und Ca weisen eine freie Oxiderzeugungsenergie kleiner als jene von Al auf und sind imstande, nicht nur den Oxidfilm zu reduzieren, sondern auch ein Oxid, das ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger aufweist, auszubilden. Aus diesem Grund sind Mg, Li und Ca zum Freilegen einer neuen Oberfläche des Hartlotmaterials bei Hartlöterhitzung effektive Bestandelemente. Beispielsweise ist, obwohl ein Volumenänderungsverhältnis von MgO 0,994 ist, ein Volumenänderungsverhältnis von MgAl2O4 0,863 und kleiner als 0,990. Im Gegensatz dazu sind Ba, Th und Nd und dergleichen Elemente, die eine kleinere freie Oxiderzeugungsenergie als jene von Al aufweisen, aber sind nicht effektive Bestandelemente, da sie kein Oxid aufweisen, das ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger aufweist. Beispielsweise sind Volumenänderungsverhältnisse von BaO und BaAl2O4, die als Oxide dienen, die Ba aufweisen, 2,366 bzw. 1,377, und Ba weist kein Oxid auf, das ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger aufweist.
  • Ein Oxidfilm ist auf einer Oberfläche des Hartlotmaterials des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet. Zudem ist ein molares Verhältnis jedes von Mg, Li und Ca zu Al in dem Oxidfilm, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet ist, 0,50 oder weniger in Bezug auf Atome. Mit dem molaren Verhältnis (wie beispielsweise Mg/Al) jedes von Mg, Li und Ca zu Al in dem Oxidfilm, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials ausgebildet ist, das in den oben beschriebenen Bereich in Bezug auf Atome fällt, ist das Volumenänderungsverhältnis des Oxids, das Mg, Li und Ca aufweist und durch Hartlöterhitzung auf dem Oxidfilm, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials vor Hartlöten ausgebildet ist, auf 0,990 oder weniger festgelegt. Wenn der Oxidfilm, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet ist, zwei oder mehr von Elementen von Mg, Li und Ca aufweist, bedeutet die Tatsache, dass das molare Verhältnis von jedem von Mg, Li und Ca zu Al 0,50 oder weniger in Bezug auf Atome ist, dass für jegliches von Mg, Li und Ca das molare Verhältnis von jedem von Mg, Li und Ca zu Al 0,5 oder weniger in Bezug auf Atome ist.
  • Die Dicke des Oxidfilms, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet ist, ist bevorzugt 50 nm oder weniger, und bevorzugter 10 nm oder weniger, in Bezug auf eine Leichtigkeit eines Aufbrechens des Oxidfilms. Wenn die Dicke des Oxidfilms, der auf der Oberfläche des Hartlotmaterials ausgebildet ist, 50 nm überschreitet, wird es schwierig, dass ein Aufbrechen des Oxidfilms fortschreitet.
  • Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird durch ein Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung, das nachfolgend beschrieben wird, geeignet hergestellt.
  • Ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung und Kaltbearbeitung für (1) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; oder (3) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Plattierungsmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem der Kernmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist,
    der Plattierungsmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, und
    eine Zwischenglühbehandlung, eine abschließende Glühbehandlung oder ein Glühbehandlung ausgeführt wird, bei denen die Zwischenglühbehandlung zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, die abschließende Glühbehandlung nach einem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, und die Glühbehandlung sowohl zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung als auch nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird.
  • Ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung und Kaltbearbeitung für: (1) eine gestapelte Struktur, die durch Überlagern eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Überlagern eines Hartlotmaterialbarrens auf jeder von beiden Seitenoberflächen des Kernmaterialbarrens beschafft wird; oder eine gestapelte Struktur, die durch Überlagern eines Hartlotmaterialbarrens auf einer Seitenoberfläche eines Kernmaterialbarrens und Überlagern eines Plattierungsmaterialbarrens auf der anderen Seitenoberfläche des Kernmaterialbarrens beschafft wird, d.h. (1) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; oder (3) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Plattierungsmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs.
  • Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung sind die Typen und die Gehalte der Zusatzzusammensetzungen in dem Kernmaterialbarren, dem Hartlotmaterialbarren und den Plattierungsmaterialbarren dieselben wie die Zusammensetzungen und die Gehalte jener in dem Kernmaterial, dem Hartlotmaterial und dem Plattierungsmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung.
  • Insbesondere ist der Kernmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,70 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 0,60 Masse%, Si von 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,30 bis 0,75 Masse%, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,15 bis 0,80 Masse%, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,30 bis 1,50 Masse%, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 bis 3,00 Masse%, und besonders bevorzugt 1,50 bis 3,00 Masse%, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, und besonders bevorzugt 0,12 bis 0,18 Masse%, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, In von 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, und Sn von 0,10 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,01 bis 0,10 Masse% aufweist und, falls notwendig, Bi von 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse% aufweist und, falls notwendig, eines oder zwei oder mehr von Mg von 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%, Fe von 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%, und Ca von 3,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet. Der Kernmaterialbarren kann Ag, B, Be, Cd, Co, Ga, Ge, Mo, Na, Ni, P, Pb, Sr, V, Hg und Y von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Der Hartlotmaterialbarren ist aus einer Aluminiumlegierung, die Si von 4,00 bis 13,00%, und bevorzugt 4,50 bis 12,00 Masse%, und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,60 bis 1,20 Masse%, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,04 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse%, und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 1,80 Masse% aufweist und, falls notwendig, Bi von 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 Masse% oder weniger, bevorzugter 0,05 bis 0,40 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,30 Masse% aufweist und, falls notwendig, eines oder zwei oder mehr von Na von 0,05 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%, und besonders bevorzugt 0,007 bis 0,04 Masse%, Sr von 0,05 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%, und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,02 Masse%, Sb von 0,05 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,005 bis 0,04 Masse%, Zn von 8,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 1,00 bis 8,00 Masse%, bevorzugter 2,00 bis 8,00 Masse%, und besonders bevorzugt 3,00 bis 5,00 Masse%, Cu von 4,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,50 bis 4,00 Masse%, und besonders bevorzugt 1,00 bis 2,50 Masse%, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 0,50 Masse%, Mn von 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,60 Masse%, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 Masse% oder weniger, und besonders bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, In von 0,10 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, und besonders bevorzugt 0,02 bis 0,03 Masse%, und Sn von 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,05 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet. Der Hartlotmaterialbarren kann eines oder zwei oder mehr von Ag, B, Be, Cd, Co, Ga, Ge, Mo, Ni, P, Pb, V, Hg und Y von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Der Plattierungsmaterialbarren ist aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 3,00 Masse% oder weniger aufweist und, falls notwendig, eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%, Mg von 3,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,30 bis 1,80 Masse%, und besonders bevorzugt 0,40 bis 1,80 Masse%, Si von 5,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 1,50 Masse%, bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masse% oder Si von 5,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 2,50 bis 4,50 Masse%, Fe von 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,70 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%, Cu von 1,00 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 1,00 Masse%, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, In von 0,10 Masse% oder weniger, und bevorzugt 0,01 bis 0,03 Masse%, und Sn von 0,10 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,01 bis 0,05 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet. Der Plattierungsmaterialbarren kann Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Ga, Ge, Li, Mo, Na, Ni, P, Pb, Sr, V, Hg und Y von 0,05 Masse% oder weniger als unvermeidbare Verunreinigungen aufweisen.
  • Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung werden Warmwalzen und Kaltwalzen ausgeführt für (1) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; oder (3) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Plattierungsmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird. Bei Warmwalzen wird ein plattiertes Blech bei 400 bis 550°C ausgebildet und danach so bearbeitet, dass es eine Dicke von 2 bis 3 mm aufweist, während es in einem heißen Zustand gehalten wird. Bei Kaltwalzen wird ein plattiertes Blech mit einer Mehrzahl von Durchgängen in einer kalten Weise gewalzt und so bearbeitet, dass es eine vorbestimmte Dicke eines Aluminiumlegierungshartlotblechs aufweist.
  • Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Zwischenglühbehandlung, eine abschließende Glühbehandlung oder eine Glühbehandlung ausgeführt. Die Zwischenglühbehandlung wird zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt, die abschließende Glühbehandlung wird nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt, und die Glühbehandlung wird sowohl zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung als auch nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt. Die Zwischenglühbehandlung oder die abschließende Glühbehandlung weist einen großen Einfluss auf den Zustand des Oxidfilms auf, da sie ein Hochtemperaturschritt ist. Die Atmosphäre der Zwischenglühbehandlung oder der abschließenden Glühbehandlung ist eine Inertgasatmosphäre, wie beispielsweise Stickstoffgas, Argongas und Kohlenstoffdioxidgas. Durch Ausführen einer Zwischenglühbehandlung oder einer abschließenden Glühbehandlung in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, wird leicht ein Aluminiumlegierungshartlotblech beschafft, bei dem Oxidpartikel, die Mg, Li und Ca aufweisen und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu einem Oxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweisen, auf der Oberfläche davon durch Hartlöterhitzung ausgebildet werden. Wenn die Sauerstoffkonzentration in der Atmosphäre bei der Zwischenglühbehandlung oder der abschließenden Glühbehandlung 10.000 ppm überschreitet, wird ein Wachstum eines Oxidfilms gefördert, und/oder nimmt die Konzentration von Mg, Li und Ca in dem Oxidfilm leicht zu. Wenn der Taupunkt der Atmosphäre bei der Zwischenglühbehandlung oder der abschließenden Glühbehandlung 20°C überschreitet, wird leicht ein Hydroxidfilm ausgebildet, und der Oxidfilm wird leicht verdickt.
  • Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung kann, falls notwendig, die Hartlotmaterialoberfläche des Hartlotblechs unter Verwendung einer wässrigen Säurelösung und/oder einer wässrigen basischen Lösung geätzt werden, nachdem eine Zwischenglühbehandlung oder eine abschließende Glühbehandlung ausgeführt wird. Ein Ätzen auszuführen, macht den Oxidfilm, der durch Erhitzen bei der Zwischenglühbehandlung oder der abschließenden Glühbehandlung ausgebildet wird, brüchig oder entfernt ihn. Infolgedessen kann eine Hartlötbarkeit des Hartlotblechs weiter verbessert werden. In dem Fall eines Ätzens der Oberfläche des Hartlotmaterials, wenn das Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist, kann möglicherweise lediglich die Hartlotmaterialoberfläche geätzt werden, oder können sowohl die Hartlotmaterialoberfläche als auch die gegenüberliegende Oberfläche geätzt werden. Wenn das Hartlotmaterial auf beide Seitenoberflächen des Kernmaterials plattiert ist, werden beide Seitenoberflächen geätzt.
  • Beispiele der Säurelösung, die zum Ätzen des Hartlotblechs verwendet wird, umfassen wässrige Lösungen, wie beispielsweise Schwefelsäure, Salzsäure, Salpetersäure, Phosphorsäure und Flusssäure. Eine der Säuren kann verwendet werden, oder zwei oder mehr der Säuren können zusammen verwendet werden. Unter dem Gesichtspunkt effizienteren Entfernens des Oxidfilms ist es bevorzugt, eine gemischte wässrige Lösung, die Flusssäure und eine andere Säure als Flusssäure aufweist, als die Säure zu verwenden, und bevorzugter, eine gemischte wässrige Lösung von Flusssäure und Schwefelsäure oder eine gemischte wässrige Lösung von Flusssäure und Salpetersäure zu verwenden. Beispiele der basischen Lösung, die zum Ätzen des Hartlotblechs verwendet wird, umfassen wässrige Lösungen, wie beispielsweise Natriumhydroxid, Kaliumhydroxid und Kalziumhydroxid. Eine der basischen Lösungen kann verwendet werden, oder zwei oder mehr der basischen Lösungen können zusammen verwendet werden. In dem Fall eines Ausführens eines Ätzens unter Verwendung einer basischen Lösung wird bevorzugt ein Säubern unter Verwendung einer wässrigen Schwefelsäurelösung und/oder einer Salpetersäurelösung nach dem Ätzen ausgeführt.
  • Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, ein Wachstum eines Oxidfilms und eine Konzentration von Mg, Li und Ca in den Oxidfilm während des Herstellungsprozesses zu unterdrücken.
  • Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet. Zudem wird das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung einer Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre unterzogen, ohne ein Flussmittel zu verwenden. Auf diese Weise wird, da Oxidpartikel, die Mg, Li und Ca aufweisen, die ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu dem Oxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweisen, auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs ausgebildet sind, eine neue Oberfläche des Hartlotmaterials leicht freigelegt, und wird eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit vorgewiesen.
  • Ein Aluminiumlegierungsblech (A) gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungsblech, das durch Unterziehen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung einer Hartlöterhitzung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, beschafft wird, bei dem Oxidpartikel, die Mg, Li und Ca aufweisen und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu dem Oxid des Aluminiumlegierungshartlotblechs, das nicht einer Hartlöterhitzung unterzogen worden ist, aufweisen, auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungsblechs ausgebildet sind. Da das Oxid von Mg, Li und Ca, das auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungsblechs (A) gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet sind, partikelförmig ist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu dem Oxid des Aluminiumlegierungshartlotblechs, das nicht einer Hartlöterhitzung unterzogen worden ist, aufweist, erscheint bei Hartlöterhitzung eine neue Oberfläche einer Aluminiumlegierung in einem Teil der Oberfläche des Hartlotblechs. Beispiele des Inertgases umfassen Stickstoffgas und Argongas. Während die Temperatur ansteigt, ist die Sauerstoffkonzentration in dem Ofen, wenn die Temperatur des Hartlotblechs 400°C oder mehr ist, 100 ppm oder weniger, und ist die Sauerstoffkonzentration, wenn die Temperatur des Hartlotblechs 570°C oder mehr ist, 20 ppm oder weniger, und bevorzugt 10 ppm oder weniger.
  • Das Aluminiumlegierungsblech (A) gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungsblech, das erlangt wird, nachdem das Aluminiumlegierungshartlotblech hartgelötet ist.
  • BEISPIELE
  • Das Folgende ist eine Erläuterung von Beispielen der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu Vergleichsbeispielen zum Demonstrieren einer Wirkung der vorliegenden Erfindung. Die Beispiele stellen Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung dar, und die vorliegende Erfindung ist nicht darauf beschränkt.
  • Kernmaterialbarren und Hartlotmaterialbarren, die Zusammensetzungen aufweisen, die in Tabelle 1 und Tabelle 2 aufgelistet sind, wurden durch Stranggießen gegossen. Jeder der beschafften Kernmaterialbarren wurde einer Planbearbeitung auf eine Größe von 163 mm × 163 mm unterzogen. Danach wurde jeder der Kernmaterialbarren, der mit einem Hartlotmaterial auf lediglich einer Seitenoberfläche zu plattieren ist, einer Planbearbeitung auf eine Größe, die eine Dicke von 27 mm aufweist, unterzogen, und jeder der Kernmaterialbarren, der mit einem Hartlotmaterial auf beiden Seitenoberflächen zu plattieren ist, wurde einer Planbearbeitung auf eine Größe, die eine Dicke von 24 mm aufweist, unterzogen. Jeder der beschafften Hartlotmaterialbarren wurde einem Warmwalzen auf eine Dicke von 3 mm bei 500°C unterzogen und in Größen von 163 mm × 163 mm geschnitten, nachdem er abgekühlt war. [Tabelle 1]
    Materialnummer Legierungszusammensetzung (Masse%)
    Mg Li Ca Fe Si Cu Mn Zn Cr Ti Zr In Bi Al
    C1 0,60 - - 0,60 0,30 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C2 0,60 - - 0,20 0,50 0,50 1,20 - - - - - - Rest
    C3 0,50 - - 0,20 0,50 0,50 1,20 - - - - - - Rest
    C4 0,60 - - 0,20 0,30 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C5 1,00 - - 0,20 0,30 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C6 0,60 - - 0,20 0,30 0,15 1,20 - - 0,15 - - - Rest
    C7 - - - 0,20 0,30 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C8 - - - 0,20 0,50 0,50 1,20 - - - - - - Rest
    C9 1,00 - - 0,60 0,30 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C10 - - - 0,60 0,25 0,15 1,15 - - - - - - Rest
    C11 - - - 0,20 0,30 - 1,20 1,50 - - - - - Rest
    C12 0,60 - - 0,50 0,20 0,15 1,20 - - - - - - Rest
    C13 0,35 - - 0,20 0,75 0,80 1,50 - - - - - - Rest
    [Tabelle 2]
    Materialnummer Legierungszusammensetzung (Masse%)
    Si Mg Li Ca Bi Sr Zn Cu Fe Mn Cr Ti Zr In Ba Na Al
    F1 16,00 0,60 - - - - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F2 10,00 - - 0,05 - - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F3 12,00 1,00 - - 0,30 - - - 0,20 - - - - - - 0,007 Rest
    F4 10,00 0,10 - - 0,15 0,02 - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F5 10,00 0,60 - - 0,15 0,02 1,00 - 0,20 - - 0,10 - - - - Rest
    F6 12,00 0,60 - - 0,05 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F7 12,00 0,60 - - 0,30 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F8 4,50 0,60 - - 0,10 - 4,00 - 0,20 - - - - - - - Rest
    F9 7,00 0,60 - - 0,10 - 4,00 - 0,20 - - - - - - - Rest
    F10 12,00 0,10 - - 0,05 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F11 10,00 0,60 - - 0,30 - - - 0,20 - - 0,10 - - - - Rest
    F12 12,00 0,60 - - 0,30 - 2,00 - 0,20 - - - - - - - Rest
    F13 12,00 1,20 - - 0,30 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F14 12,00 2,92 - - 0,30 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F15 10,00 1,20 - - 0,10 - - - 0,20 - - - - 0,02 - - Rest
    F16 12,00 0,60 - - 0,30 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F17 10,00 0,60 - - - - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F18 10,00 3,00 - - - - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F19 10,00 - - - - - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F20 10,00 0,60 - - 0,50 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F21 10,00 0,60 - - 0,10 - - - 0,20 - - - - 0,03 - - Rest
    F22 10,00 - 0,04 - 0,05 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F23 10,00 0,01 - - 0,02 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F24 10,00 1,50 - - 0,20 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F25 3,50 1,50 - - 0,20 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
    F26 10,00 3,50 - - 0,10 - - - 0,20 - - - - - - - Rest
  • Die vorbereiteten Hartlotmaterialbarren und die Kernmaterialbarren wurden in den Kombinationen, die in Tabelle 3 aufgelistet sind, überlagert. Danach wurden die Kombinationen einem Warmwalzen und einem Kaltwalzen unterzogen und einer abschließenden Glühbehandlung unter den Bedingungen, die in Tabelle 4 aufgelistet sind, zum Beschaffen glühbehandelter plattierter Materialien unterzogen. Als andere Beispiele wurden die Kombinationen einer Zwischenglühbehandlung unter den Bedingungen, die in Tabelle 4 aufgelistet sind, nach einem Warmwalzen und einem Kaltwalzen unterzogen und danach einem Kaltwalzen zum Beschaffen glühbehandelter plattierter Materialien unterzogen. Als andere Beispiele wurden die Kombinationen einer Zwischenglühbehandlung unter den Bedingungen, die in Tabelle 4 aufgelistet sind, nach einem Warmwalzen und einem Kaltwalzen unterzogen, danach einem Kaltwalzen unterzogen, und danach einer abschließenden Glühbehandlung unter den Bedingungen, die in Tabelle 4 aufgelistet sind, zum Beschaffen glühbehandelter plattierter Materialien unterzogen. Eine Reinigung wurde in den Fällen, die in Tabelle 4 aufgelistet sind, nach einer Glühbehandlung ausgeführt. Die abschließende Dicke wurde auf 0,3 bis 1,0 mm festgelegt. Die beschafften plattierten Blechmaterialen wurden als Teststücke verwendet.
  • Die Dicke des Oxidfilms auf der Hartlotmaterialoberfläche jedes der Teststücke wurde durch Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS) gemessen. Sauerstoff wurde durch XPS in der Tiefenrichtung von der Oberfläche des Materials analysiert, und die Position der gemessenen Halbwertsbreite des Sauerstoffes wurde als die Oxidfilmdicke festgelegt. Zudem wurde ein molares Verhältnis (beispielsweise Mg-Menge/Al-Menge) jedes von Mg, Li und Ca zu Aluminium (Gesamtsumme von metallenem Aluminium und Aluminiumzusammensetzungen in dem Aluminiumoxid) in der Oxidfilmdicke in Bezug auf Atome berechnet.
  • Als die Oxidfilmdicke wird in der Spalte „Oxidfilmdicke“ in Tabelle 4 eine Dicke von 10 nm oder weniger als die am meisten bevorzugte Dicke „A“ ausgedrückt, wird eine Dicke von mehr als 10 nm und 50 nm oder weniger als „B“ ausgedrückt, und wird eine Dicke mehr als 50 nm als „C“ ausgedrückt. In der Spalte „molares Verhältnis“ wird ein Verhältnis von 0,1 oder weniger als „A“ ausgedrückt, wird ein Verhältnis von mehr als 0,1 und 0,5 oder weniger als „B“ ausgedrückt, und wird ein Verhältnis von mehr als 0,5 als „C“ ausgedrückt.
  • Die Hartlötbarkeit jedes der Teststücke kann durch Ausführen eines Lückenfülltests ausgewertet werden. Jedes der Teststücke, das bei dem Lückenfülltest verwendet wird, wurde mit SUS-Vorrichtungen in einem Zustand, in dem ein blankes 3003-Material als eine vertikale Platte angeordnet war und das Teststück als eine horizontale Platte angeordnet war, montiert und einem Hartlöten in einer Stickstoffatmosphäre in einem Ofen unterzogen, ohne ein Flussmittel zu verwenden, auf dieselbe Weise wie in 1. Als die Hartlötbedingungen wurde die Sauerstoffkonzentration in dem Ofen, wenn die Teststücktemperatur während eines Temperaturanstiegs 400°C oder mehr war, auf 50 ppm oder weniger geregelt, und wurde die Sauerstoffkonzentration, wenn die Teststücktemperatur 570°C oder mehr war, auf 10 ppm oder weniger geregelt, und wurde die maximale Temperatur des Teststücks auf 600°C festgelegt. Obwohl die Länge der vertikalen Platte eines gewöhnlichen Lückenfülltests (LWS T8801) 55 mm ist, wurde die Länge der vertikalen Platte jedes der vorliegenden Teststücke auf 25 mm festgelegt, so dass ein Gradient einer Lücke, die zwischen der horizontalen Platte und der vertikalen Platte ausgebildet ist, zunimmt. Auf diese Weise wurde ein Auswertungsverfahren übernommen, das einen Wärmetauscher, der eine große Lücke aufweist, simuliert.
  • Bei dem Lückenfülltest kann die Hartlötbarkeit auf der Grundlage einer Länge FL einer Kehle, die nach Hartlöten ausgebildet ist, ausgewertet werden. In der Spalte „Hartlötbarkeit“ in Tabelle 3 wird die Intaktheit der FL und der Kehle mit drei Niveaus ausgedrückt, d.h., „A“ gibt den Fall an, wo die Länge FL 5 mm oder mehr war und keine teilweise Kehlenunterbrechung auftrat, „B“ gibt den Fall an, wo die Länge FL 5 mm oder mehr war und eine teilweise Kehlenunterbrechung auftrat, und „C“ gibt den Fall an, wo die Länge FL weniger als 5 mm war. Unter ihnen wurde „A“ als ein Bestanden-Niveau bestimmt.
  • Das Volumenänderungsverhältnis von Oxidpartikeln, die Mg, Li und Ca aufweisen und nach Hartlöten ausgebildet sind, zu einem Oxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, wurde durch Bestimmen des Volumens pro Sauerstoffatom durch Teilen des molekularen Gewichts des Oxids durch eine Dichte, die in dem öffentlich bekannten Dokument offenbart wird, und Teilen des Volumens pro Sauerstoffatom durch das Volumen pro Sauerstoffatom des Oxidfilms, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet war, bestimmt. Die Filmzusammensetzung des Oxidfilms, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, ist Al2O3, und die Dichte davon wird als „3,0 g/cm3“ bestimmt. Tabelle 3 listet eine Analyse der beschafften plattierten Blechmaterialien und Leistungstestergebnisse der Hartlötbarkeit davon auf. [0098] [Tabelle 3]
    Nr. Hartlotmaterial 1 Kernmaterial Hartlotmaterial 2 Herstellungsbedingung Atomares molares Verhältnis zu Al in Oxidfilm EleMolares Oxidfilmdicke (nm) Volumenänderungsverhältnis (Typ von Oxidpartikeln Hartlötbarkeit
    ment Verhältnis
    Beispiele 1 F2 C1 - P5 Ca A A 0,967 (CaAl12O19) A
    2 F3 C2 - P1 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) A
    3 F4 C3 - P4 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    4 F5 C3 - P4 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    5 F6 C3 - P4 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    6 F7 C3 - P6 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) A
    7 F8 C4 - P1 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) A
    8 F9 C4 - P1 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) A
    9 F11 C4 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    10 F12 C6 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    11 F13 C7 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    12 F14 C7 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    13 F17 C1 - P2 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    14 F18 C1 - P3 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    15 F20 C1 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    16 F21 C9 - P1 Mg B B 0,863 (MgAl2O4) A
    17 F22 C8 - P1 Li A A 0,822 (LiAl5O8) A
    18 F24 C11 F24 P1 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) A
    19 F24 C13 - P6 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) A
    Vergleichsbeispiele 101 F25 C12 - P1 Mg A A 0,863 (MgAl2O4) C
    102 F1 C1 Kantenriss trat bei Warmwalzen von Hartlotmaterial auf und Herstellung war unmöglich
    103 F23 C10 P1 Mg A B 0,863 (MgAl2O4) C
    104 F26 C12 - P1 Mg C C 0,994 (MgO) C
    [0099] [Tabelle 4]
    Bedingungsnummer Glühbehandlungsbedingung Säurereinigung
    Sauerstoffkonzentration in Atmosphäre (ppm) Taupunkt in Atmosphäre (°C)
    P1 10.000 oder weniger 20 oder weniger Nicht ausgeführt
    P2 500 oder weniger 0 oder weniger Nicht ausgeführt
    P3 100 oder weniger -10 oder weniger Nicht ausgeführt
    P4 10,000 oder weniger 10 oder weniger Nach Zwischenglühbehandlung
    P5 10.000 oder weniger 10 oder weniger Nach abschließender Glühbehandlung
    P6 10.000 oder weniger 10 oder weniger Nach Zwischenglühbehandlung und nach abschließender Glühbehandlung
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • JP 2013215797 A [0006]
    • JP 4547032 [0006]
    • JP 2004358519 A [0006]
    • JP H11285817 A [0006]
    • JP 2017074609 A [0006]

Claims (16)

  1. Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird, mit: einem Hartlotmaterial, das auf mindestens eine Seitenoberfläche eines Kernmaterials plattiert ist, bei dem das Kernmaterial aus Aluminium oder einem Aluminiumlegierungskernmaterial, das eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, bei dem das Hartlotmaterial ein Aluminiumlegierungshartlotmaterial ist, das Si von 4,00 bis 13,00 Masse% und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, bei dem ein Oxid auf einer Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs durch Hartlöterhitzung ausgebildet wird, welches Oxid eines oder zwei oder mehr von Mg, Li und Ca aufweist und ein Volumenänderungsverhältnis von 0,990 oder weniger zu einem Oberflächenoxidfilm, der vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, aufweist, und ein atomares molares Verhältnis von Mg, Ni und Ca zu Al in dem Oxid, das auf der Oberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs vor Hartlöterhitzung ausgebildet ist, 0,5 oder weniger ist.
  2. Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 1, bei dem das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Zweischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist.
  3. Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 1, bei dem das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Dreischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf jede von beiden Seitenoberflächen des Kernmaterials plattiert ist.
  4. Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 1, bei dem das Aluminiumlegierungshartlotblech ein Dreischichtenmaterial ist, bei dem das Hartlotmaterial auf eine Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist und ein Plattierungsmaterial auf die andere Seitenoberfläche des Kernmaterials plattiert ist, und das Plattierungsmaterial ein Aluminiumlegierungsplattierungsmaterial ist, das aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist.
  5. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem das Kernmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Li von 3,00 Masse% oder weniger und Ca von 3,00 Masse% oder weniger aufweist.
  6. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem das Kernmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
  7. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem das Hartlotmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
  8. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem das Hartlotmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,05 Masse% oder weniger, Sr von 0,05 Masse% oder weniger, Sb von 0,05 Masse% oder weniger, Zn von 8,00 Masse% oder weniger, Cu von 4,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Mn von 1,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  9. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 4 bis 8, bei dem das Plattierungsmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Si von 5,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 1,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  10. Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Oxid, das auf einer Hartlotmaterialoberfläche des Aluminiumlegierungshartlotblechs ausgebildet ist, eine Dicke von 50 nm oder weniger aufweist.
  11. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung und Kaltbearbeitung für (1) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens und eines Kernmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; (2) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird; oder (3) eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Plattierungsmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem der Kernmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die eines oder zwei oder mehr von Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 2,00 Masse% oder weniger, Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Zn von 3,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% und eines oder zwei oder mehr von Mg von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, Li von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger, und Ca von mehr als 0,03 Masse% und 3,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, der Plattierungsmaterialbarren aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung, die Zn von 6,00 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, und eine Zwischenglühbehandlung, eine abschließende Glühbehandlung oder eine Glühbehandlung ausgeführt wird, bei denen die Zwischenglühbehandlung zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, die abschließende Glühbehandlung nach einem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird, und die Glühbehandlung sowohl zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung als auch nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung zum Erhitzen der gestapelten Struktur bei 250 bis 450°C für eine Stunde oder mehr in einer Atmosphäre, die so geregelt wird, dass sie eine Sauerstoffkonzentration von 10.000 ppm oder weniger und einen Taupunkt von 20°C oder weniger aufweist, ausgeführt wird.
  12. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 11, bei dem der Kernmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Li von 3,00 Masse% oder weniger und Ca von 3,00 Masse% oder weniger aufweist.
  13. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 11 oder 12, bei dem einer von dem Kernmaterialbarren und dem Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,0 Masse% oder weniger aufweist.
  14. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 11 bis 13, bei dem der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,05 Masse% oder weniger, Sr von 0,05 Masse% oder weniger, Sb von 0,05 Masse% oder weniger, Zn von 8,00 Masse% oder weniger, Cu von 4,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Mn von 1,00 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  15. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 11 bis 14, bei dem der Plattierungsmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Mg von 3,00 Masse% oder weniger, Si von 5,00 Masse% oder weniger, Fe von 1,50 Masse% oder weniger, Cu von 1,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, In von 0,10 Masse% oder weniger und Sn von 0,10 Masse% oder weniger aufweist.
  16. Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 11 bis 15, bei dem eine Hartlotmaterialoberfläche eines Plattierungsmaterials einem Ätzen unter Verwendung einer oder beider von einer wässrigen Säurelösung und einer wässrigen basischen Lösung unterzogen wird, bei dem das Ätzen nach der Zwischenglühbehandlung, wenn die Zwischenglühbehandlung ausgeführt wird, nach der abschließenden Glühbehandlung, wenn die abschließende Glühbehandlung ausgeführt wird, und einem oder beiden von einem Zeitpunkt nach der Zwischenglühbehandlung und einem Zeitpunkt nach der abschließenden Glühbehandlung, wenn sowohl die Zwischenglühbehandlung als auch die abschließende Glühbehandlung ausgeführt werden, ausgeführt wird.
DE112020001012.0T 2019-04-04 2020-04-03 Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben Pending DE112020001012T5 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019071932 2019-04-04
JP2019-071932 2019-04-04
PCT/JP2020/015339 WO2020204167A1 (ja) 2019-04-04 2020-04-03 アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112020001012T5 true DE112020001012T5 (de) 2021-11-18

Family

ID=72669040

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112020001012.0T Pending DE112020001012T5 (de) 2019-04-04 2020-04-03 Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11819956B2 (de)
JP (1) JPWO2020204167A1 (de)
CN (1) CN113710412B (de)
DE (1) DE112020001012T5 (de)
WO (1) WO2020204167A1 (de)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023066678A (ja) * 2021-10-29 2023-05-16 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11285817A (ja) 1998-04-01 1999-10-19 Sky Alum Co Ltd 非酸化性ガス雰囲気無フラックスろう付け用材料の製造方法およびろう付け方法
JP2004358519A (ja) 2003-06-04 2004-12-24 Furukawa Sky Kk アルミニウム材のろう付け方法
JP4547032B1 (ja) 2009-04-17 2010-09-22 三菱アルミニウム株式会社 アルミニウム材のフラックスレスろう付け方法およびフラックスレスろう付け用アルミニウムクラッド材
JP2013215797A (ja) 2012-04-12 2013-10-24 Mitsubishi Alum Co Ltd アルミニウム材のフラックスレスろう付方法、フラックスレスろう付用ブレージングシートおよびその製造方法、ならびにろう付構造体
JP2017074609A (ja) 2015-10-16 2017-04-20 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート、その製造方法、アルミニウム合金シート及び熱交換器

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10180489A (ja) * 1996-12-20 1998-07-07 Sky Alum Co Ltd 非酸化性ガス雰囲気無フラックスろう付け用材料の製造方法およびろう付け方法
GB2321869B (en) * 1997-02-10 2001-05-30 Furukawa Electric Co Ltd Aluminum alloy brazing sheet
FR2873718B1 (fr) * 2004-07-28 2007-02-02 Pechiney Rhenalu Sa Procede de formation d'une couche de conversion sur un produit en alliage d'aluminium destine a etre brase
WO2006087823A1 (ja) * 2005-02-17 2006-08-24 Sumitomo Light Metal Industries, Ltd. 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングフィン材
KR101527982B1 (ko) * 2007-06-20 2015-06-10 알레리스 알루미늄 코블렌쯔 게엠베하 알루미늄합금 브레이징 시트 제품 및 그 제조방법
JP5429858B2 (ja) * 2009-04-21 2014-02-26 株式会社Ｕａｃｊ 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材およびその製造方法
JP5889705B2 (ja) 2012-04-18 2016-03-22 三菱アルミニウム株式会社 アルミニウム材のフラックスレスろう付方法およびろう付構造体の製造方法
JP5844212B2 (ja) 2012-05-07 2016-01-13 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート
JP6188511B2 (ja) 2013-09-20 2017-08-30 株式会社Uacj フラックスレスろう付け用アルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法
CN106661677B (zh) * 2014-07-30 2018-09-21 株式会社Uacj 铝合金钎焊板
US10300563B2 (en) * 2014-10-09 2019-05-28 Uacj Corporation Aluminum alloy brazing sheet and brazing method
JP2017018996A (ja) * 2015-07-13 2017-01-26 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート
JP2017074610A (ja) * 2015-10-16 2017-04-20 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート及びろう付け方法
JP6463262B2 (ja) 2015-12-28 2019-01-30 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート及びアルミニウム合金製熱交換器の製造方法
JP6312968B1 (ja) * 2016-11-29 2018-04-18 株式会社Uacj ブレージングシート及びその製造方法
US20180169797A1 (en) 2016-12-16 2018-06-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Aluminum alloy brazing sheet

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11285817A (ja) 1998-04-01 1999-10-19 Sky Alum Co Ltd 非酸化性ガス雰囲気無フラックスろう付け用材料の製造方法およびろう付け方法
JP2004358519A (ja) 2003-06-04 2004-12-24 Furukawa Sky Kk アルミニウム材のろう付け方法
JP4547032B1 (ja) 2009-04-17 2010-09-22 三菱アルミニウム株式会社 アルミニウム材のフラックスレスろう付け方法およびフラックスレスろう付け用アルミニウムクラッド材
JP2013215797A (ja) 2012-04-12 2013-10-24 Mitsubishi Alum Co Ltd アルミニウム材のフラックスレスろう付方法、フラックスレスろう付用ブレージングシートおよびその製造方法、ならびにろう付構造体
JP2017074609A (ja) 2015-10-16 2017-04-20 株式会社Uacj アルミニウム合金ブレージングシート、その製造方法、アルミニウム合金シート及び熱交換器

Also Published As

Publication number Publication date
CN113710412B (zh) 2024-02-09
JPWO2020204167A1 (de) 2020-10-08
US11819956B2 (en) 2023-11-21
CN113710412A (zh) 2021-11-26
US20220184750A1 (en) 2022-06-16
WO2020204167A1 (ja) 2020-10-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1730320B1 (de) Herstellungsverfahren eines aluminiumlegierungsbandes oder -bleches für wärmetauscher
DE60125777T3 (de) Flussmittelfreies Verfahren zum Hartlöten unter Schutzgas
DE10029386B4 (de) Hartlötplatte aus Aluminiumlegierung zum Vakuumhartlöten mit hervorragender Korrosionsbeständigkeit sowie Wärmetauscher mit Hartlötplatte
EP2844466B1 (de) Flussmittelfreies löten von alumiumverbundwerkstoffen
DE3518408C2 (de)
DE112017002731B4 (de) Hartlötblech, Herstellungsverfahren hierfür und Aluminiumstrukturhartlötverfahren
DE60021619T2 (de) Hartlötblech
DE112020001013T5 (de) Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben
DE112016006100T5 (de) Aluminiumlegierung-Lötblech und Verfahren zur Herstellung eines Wärmetauschers, der aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist
DE2439668A1 (de) Plattierte aluminium-hartloetfolien
DE112013000740T5 (de) Hoch korrosionsbeständiges Hartlötblech aus Aluminiumlegierung und daraus hergestellte kanalbildende Komponente für einen Fahrzeugwärmetauscher
JP2014155955A (ja) 無フラックスろう付け用ブレージングシート
EP2883650A1 (de) Flussmittelfreies Fügen von Aluminiumverbundwerkstoffen
DE112019001192T5 (de) Lötblech aus einer aluminiumlegierung zum flussmittel-freien löten
DE3518407A1 (de) Rippenwerkstoff und seine verwendung in plattenwaermeaustauschern mit kuehlrippen, geeignet fuer den hochdruckbetrieb
DE112017001622B4 (de) Aluminiumlegierung-lötblech
DE112018005410T5 (de) Hartlötblech und verfahren zu seiner herstellung
DE112018001845T5 (de) Aluminium-Hartlotblechmaterial, das zum flussmittelfreien Löten in einer Schutzgasatmosphäre geeignet ist
DE112019004388T5 (de) Hartlotblech und herstellungsverfahren davon
DE102020208138A1 (de) Aluminiumlegierungs-Plattiermaterial
DE112021000544T5 (de) Verfahren zum herstellen eines hartlotblechs
DE112020001012T5 (de) Aluminiumlegierungshartlotblech und verfahren zum herstellen desselben
DE112019004536T5 (de) Verfahren zum herstellen eines hartlotblechs
DE112016001996T5 (de) Aluminiumwärmetauscher
DE102020208143A1 (de) Aluminiumlegierungs-Plattiermaterial

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed