DE112020003140T5

DE112020003140T5 - Aluminiumlegierungshartlotblech und herstellungsverfahren davon

Info

Publication number: DE112020003140T5
Application number: DE112020003140.3T
Authority: DE
Inventors: Tomoki Yamayoshi; Hidetoshi Kumagai; Hirokazu Tanaka; Taketoshi Toyama; Naoki Sugimoto; Nobuhiro Honma; Shogo Yamada; Takahiro SHINODA
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2019-07-26
Filing date: 2020-07-06
Publication date: 2022-03-10
Also published as: CN114206543A; JP2021021106A; CN114206543B; US20220281040A1; WO2021020036A1; US11813700B2; JP7240978B2

Abstract

Ein Aluminiumlegierungshartlotblech ist aus einem Vierschichtenmaterial ausgebildet, das aus einem Hartlotmaterial, einem Zwischenmaterial, einem Kernmaterial und einem Hartlotmaterial ausgebildet ist. Das Zwischenmaterial weist Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% auf und weist einen Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr, der 0,10 Masse% oder mehr ist, auf. Das Kernmaterial weist Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% auf und weist eines oder zwei oder mehr von Mn von
1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,05 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger auf. Jedes von dem Kernmaterial und dem Zwischenmaterial weist eine Korngröße von 20 bis 300 µm auf. Jedes der Hartlotmaterialien weist Si von 4,00 bis 13,00 Masse% auf und weist ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger auf. α = K_a/K_b ist 0,55 oder mehr. Die vorliegende Erfindung sieht ein Aluminiumlegierungshartlotblech vor, das bei flussmittelfreiem Hartlöten ausgezeichnete Hartlötbarkeit erzielt.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum, ohne ein Flussmittel zu verwenden, verwendet wird.
HINTERGRUND
Eine Hartlötverbindung wird weithin als ein Verfahren zum Verbinden von Produkten, die eine Anzahl winziger Verbindungsabschnitte aufweisen, wie beispielsweise Wärmetauscher und Maschinenkomponenten, die aus Aluminium ausgebildet sind, verwendet. Zum Ausführen einer Hartlötverbindung für Aluminiummaterialien (einschließlich Aluminiumlegierungsmaterialien) ist es unabdingbar, einen Oxidfilm, der die Oberfläche des Materials bedeckt, aufzubrechen und das geschmolzene Hartlotmaterial mit einem Basismaterial oder einem ähnlichen geschmolzenen Hartlotmaterial in Kontakt zu bringen. Verfahren zum Aufbrechen des Oxidfilms des Aluminiummaterials sind weitgehend in Verfahren einer Verwendung eines Flussmittels und Verfahren eines Erhitzens des Materials in Vakuum aufgeteilt, und beide von ihnen sind in praktische Verwendung gestellt worden.
Eine Hartlötverbindung weist einen breiten Anwendungsbereich auf. Wärmetauscher für Automobile dienen als das repräsentativste Produkt, das durch Hartlöten hergestellt wird. Die meisten Wärmetauscher für Automobile, wie beispielsweise Kühler, Heizvorrichtungen, Kondensatoren und Verdampfer, sind aus Aluminium ausgebildet und die meisten von ihnen werden durch Hartlötverbindung hergestellt. Ein Verfahren eines Auftragens eines nicht korrosiven Flussmittels und Erhitzens der Struktur in Stickstoffgas macht gegenwärtig den mehrheitlichen Teil einer Hartlötverbindung aus.
Jedoch nehmen bei einem Flussmittelhartlötverfahren die Kosten für das Flussmittel und die Kosten, die für den Schritt eines Auftragens des Flussmittels erforderlich sind, zu und dienen als der Grund für eine Erhöhung von Kosten zum Herstellen von Wärmetauschern. Es gibt ein Verfahren zum Herstellen von Wärmetauschern durch Vakuumhartlöten, aber das Vakuumhartlötverfahren erfordert hohe Ausrüstungskosten und hohe Wartungskosten für den Heizofen und weist das Problem bei einer Produktivität und/oder Hartlötstabilität auf. Aus diesem Grund gibt es zunehmenden Bedarf, eine Hartlötverbindung in einem Stickstoffgasofen auszuführen, ohne ein Flussmittel zu verwenden.
Um den Bedarf zu erfüllen, schlägt beispielsweise Patentliteratur 1 ein Verfahren eines Diffundierens von Mg, das zu dem Kernmaterial hinzugefügt ist, in das Hartlotmaterial als ein Verfahren, das eine Hartlötverbindung in einer Inertgasatmosphäre, ohne ein Flussmittel zu verwenden, durch Diffundieren von Mg in das Hartlotmaterial während Hartlöterhitzung ermöglicht, vor. Patentliteratur 1 offenbart, dass das Verfahren eine Ausbildung eines Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials bei Herstellung des Plattierungsmaterials und/oder während Hartlöterhitzung verhindert, und dass Mg effektiv auf ein Aufbrechen eines Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials wirkt.
Zudem schlägt beispielsweise Patentliteratur 2 ein Verfahren eines Vorsehens eines Zwischenmaterials zwischen einem Hartlotmaterial, das Li aufweist, und einem Kernmaterial, das Mg aufweist, und das Mg in dem Zwischenmaterial aufweist, vor. Patentliteratur 2 offenbart, dass ein Oxidfilm auf einer Oberfläche des Hartlotmaterials während Hartlöterhitzung mit Li, das zu dem Hartlotmaterial hinzugefügt ist, und Mg, das zu dem Kernmaterial und dem Zwischenmaterial hinzugefügt ist, aufgebrochen wird, und Hartlöten in einer Inertgasatmosphäre ermöglicht wird, ohne ein Flussmittel zu verwenden.
Dagegen offenbart Patentliteratur 3, dass Mg bei Aufbrechen eines Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials durch Hinzufügen von Mg auch zu dem Hartlotmaterial, Ausführen einer Zwischenglühbehandlung und/oder einer abschließenden Glühbehandlung in einer Atmosphäre, die eine Sauerstoffkonzentration niedriger als eine Sauerstoffkonzentration in der Atmosphäre aufweist, Kühlen der Struktur auf 200°C oder weniger in der Atmosphäre und Steuern der Dicke des Oberflächenoxidfilms vor Hartlöten bei 150 Å oder weniger effektiv wirkt.
Zudem offenbaren Patentliteraturen 4 und 5, dass eine gute flussmittelfreie Hartlötbarkeit durch Steuern des äquivalenten Kreisdurchmessers und der Anzahl von Si-Partikeln, die in dem Hartlotmaterial enthalten sind, und durch Bringen des Hartlotmaterials in engen Kontakt mit dem Hartlotzielmaterial beschafft wird.
STAND-DER-TECHNIK-LITERATUREN
PATENTLITERATUREN

PATENTLITERATUR 1: japanische Patentveröffentlichung Nr. 2004-358519-A
PATENTLITERATUR 2: japanische Patentveröffentlichung Nr. 2014-233552-A
PATENTLITERATUR 3: japanische Patentveröffentlichung Nr. 2013-215797-A
PATENTLITERATUR 4: japanisches Patent Nr. 4547032
PATENTLITERATUR 5: japanische Patentveröffentlichung Nr. 2012-55895-A

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
DURCH DIE ERFINDUNG ZU LÖSENDES PROBLEM
Jedoch erfordert das Verfahren eines Diffundierens von Mg, das zu dem Kernmaterial hinzugefügt ist, in das Hartlotmaterial ein Sicherstellen der Solidustemperatur des Kernmaterials gleich oder mehr als die Hartlöttemperatur, und die Mg-Menge, die zu dem Kernmaterial hinzugefügt werden kann, ist begrenzt. Aus diesem Grund gibt es Fälle, dass keine ausreichende Mg-Menge zum Aufbrechen des Oxidfilms bei Hartlöten hinzugefügt werden kann und eine gute Hartlötbarkeit nicht sichergestellt werden kann.
Zudem besteht, selbst wenn die Mg-Menge des Kernmaterials begrenzt ist, in dem Fall, dass die Korngröße des Kernmaterials klein ist, das Problem, dass die Form des Wärmetauschers nicht beibehalten kann, da beispielsweise das Kernmaterial aufgrund von viel Diffusion von Si in dem Hartlotmaterial in das Kernmaterial bei Hartlöten geschmolzen wird oder das Kernmaterial aufgrund von viel Diffusion von Si in dem Hartlotmaterial in das Kernmaterial infolge verbleibender Unterkörner in einem wenig verarbeiteten Abschnitt zu der Zeit, wenn ein Pressen oder dergleichen bei Hartlöten ausgeführt wird, geschmolzen wird.
Zudem ist bei dem Verfahren eines Vorsehens eines Zwischenmaterials zwischen einem Hartlotmaterial, das Li aufweist, und einem Kernmaterial, das Mg aufweist, und das Mg in dem Zwischenmaterial aufweist, die Mg-Zusatzmenge zu dem Zwischenmaterial nicht begrenzt, da das Zwischenmaterial vorgesehen ist. Jedoch besteht in dem Fall, dass beispielsweise das Hartlotmaterial dick ist, oder unter der Bedingung, bei der die Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit bei Hartlöten hoch ist, die Möglichkeit, dass Mg nicht ausreichend diffundiert wird und keine ausreichende Filmaufbrechwirkung erzielt wird.
Dagegen ist, wenn Mg auch zu dem Hartlotmaterial hinzugefügt wird, eine Steuerung einer Zwischenglühbehandlung und/oder einer abschließenden Glühbehandlung erforderlich. Zudem weist dieser Fall das Problem auf, dass Mg, das zu dem Hartlotmaterial hinzugefügt ist, bei Hartlöterhitzung zum Ausbilden eines MgO-Oxidfilms in die Oberfläche des Hartlotmaterials diffundiert wird und die Hartlötbarkeit abnimmt, wenn das Oxidfilmausbildungsausmaß groß ist.
Zudem besteht in dem Fall eines Steuerns des äquivalenten Kreisdurchmessers und der Anzahl von Si-Partikeln, die in dem Hartlotmaterial enthalten sind, und Bringen des Hartlotmaterials in engen Kontakt mit dem Hartlotzielmaterial das Problem einer Abnahme bei einer Hartlötbarkeit bei beispielsweise einer gewöhnlich verbundenen Verbindung, die einen winzigen Abstand, der 0,3 µm überschreitet, zwischen der Struktur und dem engen Kontaktteil aufweist.
Dementsprechend ist es ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung, ein Aluminiumlegierungshartlotblech vorzusehen, das ausgezeichnete Hartlötbarkeit erzielt. Mit dem Aluminiumlegierungshartlotblech wird in dem Fall eines Hartlötens eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre, wie beispielsweise einer Stickstoffgasatmosphäre, oder in Vakuum, ohne ein Flussmittel zu verwenden, eine Diffusion von Mg in dem Kernmaterial in die Oberfläche des Hartlotmaterials bei Hartlöterhitzung unterdrückt, und, wenn das Hartlotmaterial Mg aufweist, wird eine Diffusion von Mg in dem Kernmaterial und Mg in dem Hartlotmaterial in die Oberfläche des Hartlotmaterials unterdrückt. Nachdem ein Schmelzen des Hartlotmaterials begonnen ist, werden Mg, das zu dem Hartlotmaterial hinzugefügt ist, und Mg, das aus dem Kernmaterial in das Hartlotmaterial diffundiert ist, ausreichend in das geschmolzene Hartlotmaterial eluiert. Diese Struktur ermöglicht ein effizientes Aufbrechen des Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials, und unterdrückt eine Diffusion von Si in dem Hartlotmaterial in das Kernmaterial bei Hartlöterhitzung.
MITTEL ZUM LÖSEN DES PROBLEMS
Das Problem, das oben beschrieben wurde, wird mit der vorliegenden Erfindung, die nachfolgend beschrieben wird, gelöst.
Insbesondere sieht die vorliegende Erfindung (1) ein Aluminiumlegierungshartlotblech vor, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und
aus einem Vierschichtenmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, ausgebildet ist, bei dem das Zwischenmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,2 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (2) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (1) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (3) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (1) oder (2) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (4) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (3) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (5) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (4) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (6) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (5) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (7) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (6) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,0 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (8) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (7) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (9) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (8) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (10) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (9) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (11) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (10) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (12) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (1) bis (11) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (13) sieht ein Aluminiumlegierungshartlotblech vor, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und
aus einem Fünfschichtenmaterial ausgebildet ist, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial, ein Zwischenmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, bei dem
jedes der Zwischenmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (14) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (13) vor, bei dem das Zwischenmaterial ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (15) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach (13) oder (14) vor, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (16) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (15) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (17) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (16) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (18) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (17) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (19) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (18) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (20) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (19) vor, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (21) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (20) vor, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (22) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (21) vor, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (23) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (22) vor, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (24) sieht das Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem von (13) bis (23) vor, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (25) sieht ein Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (1) bis (12) vor, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung, einer oder mehreren Zwischenglühbehandlungen zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung und einer abschließenden Glühbehandlung nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung auf einer gestapelten Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem
der Zwischenmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, der Kernmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,0 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
jeder der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70% ist.
Die vorliegende Erfindung (26) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (25) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (27) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (25) oder (26) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (28) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (27) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (29) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (28) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (30) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (29) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (31) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (30) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (32) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (31) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (33) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (32) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (34) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (33) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (35) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (34) vor, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (36) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (25) bis (35) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (37) sieht ein Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (13) bis (24) vor, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung, einer oder mehreren Zwischenglühbehandlungen zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung, und einer abschließenden Glühbehandlung nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung auf einer gestapelten Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
der Kernmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
jeder der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70% ist.
Die vorliegende Erfindung (38) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (37) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (39) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach (37) oder (38) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (40) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (39) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (41) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (40) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (42) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (41) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (43) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (42) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (44) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (43) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (45) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (44) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (46) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (45) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (47) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (46) vor, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (48) sieht das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem von (37) bis (47) vor, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
WIRKUNGEN DER ERFINDUNG
Die vorliegende Erfindung sieht ein Aluminiumlegierungshartlotblech vor, das ausgezeichnete Hartlötbarkeit erzielt. In dem Fall eines Hartlötens eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre, wie beispielsweise einer Stickstoffgasatmosphäre, oder in Vakuum, ohne ein Flussmittel zu verwenden, wird eine Diffusion von Mg in dem Kernmaterial in die Oberfläche des Hartlotmaterials bei Hartlöterhitzung unterdrückt, und, wenn das Hartlotmaterial Mg aufweist, wird eine Diffusion von Mg in dem Kernmaterial und Mg in dem Hartlotmaterial in die Oberfläche des Hartlotmaterials unterdrückt. Nachdem ein Schmelzen des Hartlotmaterials begonnen hat, werden Mg, das zu dem Hartlotmaterial hinzugefügt ist, und Mg, das aus dem Kernmaterial in das Hartlotmaterial diffundiert ist, ausreichend in das geschmolzene Hartlotmaterial eluiert. Diese Struktur ermöglicht ein effizientes Aufbrechen des Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials und unterdrückt eine Diffusion von Si in dem Hartlotmaterial in das Kernmaterial bei Hartlöterhitzung.
Figurenliste

1 ist ein Schaubild, das einen Miniaturkern, der bei einem Beispiel vorbereitet ist, darstellt.
2 ist ein Schaubild, das einen Zustand eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und eines Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung nach Erhitzen bei einem Tropftypfluiditätstest darstellt.

AUSFÜHRUNGSFORMEN DER ERFINDUNG
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und aus einem Vierschichtenmaterial ausgebildet ist, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, bei dem das Zwischenmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von
0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist aus einem Vierschichtenmaterial ausgebildet, bei dem ein Hartlotmaterial 1, ein Zwischenmaterial 1, ein Kernmaterial und ein Hartlotmaterial 2 in der Reihenfolge Hartlotmaterial 1/Zwischenmaterial 1/Kernmaterial/Hartlotmaterial 2 gestapelt und plattiert sind. Insbesondere ist das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung ein Plattierungsmaterial, bei dem das Hartlotmaterial 1 und das Zwischenmaterial 1 auf eine seitliche Oberfläche des Kernmaterials in der Reihenfolge „Zwischenmaterial 1/Hartlotmaterial 1“ von der Kernmaterialseite plattiert sind, und das Hartlotmaterial 2 auf die andere seitliche Oberfläche des Kernmaterials plattiert ist. Bei dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 1 dieselbe wie die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 2 oder davon verschieden sein.
Das Zwischenmaterial des Aluminiumlegierungsplattierungsmaterials gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, die
Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist,
wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Das Zwischenmaterial weist Mg auf. Da Mg eine niedrigere freie Energie von Oxidausbildung als jene von Aluminium aufweist, wird Mg, das in dem Zwischenmaterial enthalten ist, bei Hartlöterhitzung zum Aufbrechen des Oxidfilms von Aluminium, der die Oberfläche des Hartlotmaterials bedeckt, in das Hartlotmaterial diffundiert. Der Mg-Gehalt in dem Zwischenmaterial ist 0,40 bis 6,00 Masse%, bevorzugt 1,30 bis 5,00 Masse%, und besonders bevorzugt 2,50 bis 4,00 Masse%. Der Mg-Gehalt in dem Zwischenmaterial, der in den oben beschriebenen Bereich fällt, verursacht ein Aufbrechen des Oxidfilms nach Schmelzen des Hartlotmaterials, und eine gute Hartlötbarkeit wird erzielt. Dagegen wird, wenn der Mg-Gehalt in dem Zwischenmaterial geringer als der oben beschriebene Bereich ist, die Mg-Menge, die in das Hartlotmaterial diffundiert und eluiert wird, unzureichend, und wird die Wirkung eines Aufbrechens des Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials unzureichend. Zudem verursacht der Mg-Gehalt, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, leicht Risse bei Herstellung des Materials und verursacht eine Schwierigkeit bei Herstellung des Hartlotblechs.
Das Zwischenmaterial kann ferner Zn aufweisen. Zn, das in dem Zwischenmaterial enthalten ist, senkt die Solidustemperatur des Zwischenmaterials und erhöht die Zufuhrgeschwindigkeit von Mg zu dem Hartlotmaterial. Zn, das in dem Zwischenmaterial enthalten ist, weist auch die Wirkung eines Festlegens des Potenzials als weniger edel auf und weist die Opferantikorrosionswirkung durch Ausbilden einer Differenz beim Potential zwischen dem Zwischenmaterial und dem Kernmaterial auf. Wenn das Zwischenmaterial Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Zwischenmaterial 8,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 3,50 Masse% oder weniger. Wenn der Zn-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, wird, da sich die Selbstkorrosionsbeständigkeit verringert, das Material früh verschlissen und wird keine ausreichende Antikorrosionswirkung vorgewiesen.
Das Zwischenmaterial kann ferner eines oder zwei oder mehr von Mn, Cu, Cr und Zr aufweisen. Da Mn und Cu die Wirkung eines Erhöhens der Verformungsbeständigkeit bei hoher Temperatur aufweisen, kann die Wirkung eines Erhöhens der Verformungsbeständigkeit des Zwischenmaterials bei Plattierung bei Warmwalzen und eines Reduzierens von Fluktuationen bei einem Plattierungsverhältnis erzielt werden. Cr und Zr sind zum Anpassen der Korngröße des Zwischenmaterials hinzugefügt. Das Zwischenmaterial kann ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweisen. Wenn das Zwischenmaterial Mn aufweist, ist der Mn-Gehalt in dem Zwischenmaterial 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 2,00 Masse%, und besonders bevorzugt 0,60 bis 1,50 Masse%. Wenn der Mn-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Wenn das Zwischenmaterial Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Zwischenmaterial 1,20 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 1,00 Masse%. Wenn der Cu-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, nimmt die Möglichkeit eines Auftretens von Korngrenzkorrosion zu. Wenn das Zwischenmaterial Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in dem Zwischenmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse% und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn der Cr-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Wenn das Zwischenmaterial Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in dem Zwischenmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse% und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn der Zr-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Wenn das Zwischenmaterial eines oder zwei oder mehr von Mn, Cr und Zr aufweist, ist der Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr, bevorzugt 0,40 bis 2,00 Masse% und besonders bevorzugt 1,00 bis 1,50 Masse%. Eine ausgezeichnete Warmwalzbarkeit und eine ausgezeichnete plastische Bearbeitbarkeit werden mit den Gesamtgehalten von Mn, Cr und Zr in dem Zwischenmaterial, die in den oben beschriebenen Bereich fallen, erzielt.
Das Zwischenmaterial kann ferner Si aufweisen. Das Zwischenmaterial, das Si aufweist, senkt die Solidustemperatur des Zwischenmaterials. Mit dieser Struktur wird eine flüssige Phase in einem Temperaturbereich, in dem das Hartlotmaterial geschmolzen ist, erzeugt, wird einiges von dem Zwischenmaterial geschmolzen, und nimmt die Zufuhrgeschwindigkeit von Mg zu dem Hartlotmaterial, das oben beschrieben wurde, zu. Zudem kann das Zwischenmaterial, das Si aufweist, als das Hartlotmaterial funktionieren. Wenn das Zwischenmaterial Si aufweist, ist der Si-Gehalt in dem Zwischenmaterial 13,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 1,00 bis 13,00 Masse%. Wenn der Si-Gehalt in dem Zwischenmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, wird bei Guss leicht grobes proeutektisches Si erzeugt, treten bei Herstellung des Materials leicht Risse auf, und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert. Das Zwischenmaterial kann Si von 0,05 bis 1,00 Masse% aufweisen.
Das Zwischenmaterial kann Fe von 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,50 Masse% aufweisen.
Das Zwischenmaterial kann ferner Bi aufweisen. Bi, das in dem Zwischenmaterial enthalten ist, fördert ein Aufbrechen des Oxidfilms mit Mg, das dem Hartlotmaterial bei Hartlöterhitzung von dem Zwischenmaterial und/oder dem Kernmaterial zugeführt wird, und verbessert die Hartlötbarkeit. Wenn das Zwischenmaterial Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Zwischenmaterial 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,004 bis 0,50 Masse%, und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%. Der Bi-Gehalt in dem Zwischenmaterial, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, erzeugt bei Walzen des Materials leicht Risse und verursacht eine Schwierigkeit bei Herstellung des Hartlotblechs.
Das Zwischenmaterial kann ferner eines oder zwei von In und Sn aufweisen. Wenn das Zwischenmaterial In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Zwischenmaterial 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,050 Masse%. Wenn das Zwischenmaterial Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Zwischenmaterial 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,100 Masse%.
Das Kernmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und
ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist,
wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Das Kernmaterial weist Mg auf. Mg, das in dem Kernmaterial enthalten ist, wird zum Verbessern der Materialfestigkeit durch Festlösungsverfestigung in die Matrix aufgelöst. Mg, das in dem Kernmaterial enthalten ist, reagiert mit Si, so dass es die Wirkung eines Erhöhens einer Festigkeit, die durch Altersausfällung einer Mg₂Si-Verbindung bewirkt wird, aufweist. Zudem wird, da Mg eine niedrigere freie Energie von Oxidausbildung als jene von Aluminium aufweist, Mg, das in dem Kernmaterial enthalten ist, bei Hartlöterhitzung zum Aufbrechen des Oxidfilms von Aluminium, der die Oberfläche des Hartlotmaterials bedeckt, in das Hartlotmaterial diffundiert. Der Mg-Gehalt in dem Kernmaterial ist 0,20 bis 2,00 Masse%, bevorzugt 0,50 bis 1,50 Masse%, und besonders bevorzugt 0,50 bis 1,00 Masse%. Wenn der Mg-Gehalt in dem Kernmaterial geringer als der oben beschriebene Bereich ist, wird die Mg-Menge, die in das Hartlotmaterial diffundiert und eluiert wird, unzureichend und wird die Wirkung eines Aufbrechens des Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials unzureichend. Der Mg-Gehalt, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, senkt die Solidustemperatur (Schmelzpunkt) des Kernmaterials und erhöht die Möglichkeit, bei Hartlöten ein Schmelzen des Kernmaterials zu verursachen.
Das Kernmaterial weist eines oder zwei oder mehr von Mn, Si, Fe, Cu, Ti, Zr und Cr auf.
Mn, das in dem Kernmaterial enthalten ist, bildet zusammen mit Fe und Si Al-Fe-Mn-basierte, Al-Mn-Si-basierte und Al-Fe-Mn-Si-basierte intermetallische Verbindungen aus und wirkt so, dass eine Dispersionsverfestigung erzielt wird, oder wird zum Verbessern der Materialfestigkeit durch Festlösungsverfestigung in die Matrix aufgelöst. Mn, das in dem Kernmaterial enthalten ist, weist auch die Wirkung eines Festlegens des Potenzials als edel zum Erhöhen der Differenz beim Potential von dem Opferanodenmaterial und/oder der Lamelle zum Verbessern der Antikorrosionswirkung durch die Opferanodenwirkung auf. Der Mn-Gehalt in dem Kernmaterial ist 1,80 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,60 bis 1,50 Masse%. Wenn der Mn-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Si, das in dem Kernmaterial enthalten ist, bildet zusammen mit Fe und Mn Al-Mn-Si-basierte, Al-Fe-Si-basierte und Al-Fe-Mn-Si-basierte intermetallische Verbindungen aus und wirkt so, dass eine Dispersionsverfestigung erzielt wird, oder wird zum Verbessern der Materialfestigkeit durch Festlösungsverfestigung in die Matrix aufgelöst. Zudem reagiert Si, das in dem Kernmaterial enthalten ist, mit Mg, so dass die Wirkung für eine Festigkeitsverbesserung durch Altersausfällung der Mg₂Si-Verbindung vorgewiesen wird. Wenn das Kernmaterial Si aufweist, ist der Si-Gehalt in dem Kernmaterial 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,00 Masse% und besonders bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masse%. Der Si-Gehalt in dem Kernmaterial, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, senkt die Solidustemperatur (Schmelzpunkt) des Kernmaterials und erhöht die Möglichkeit, ein Schmelzen des Kernmaterials bei Hartlöten zu verursachen.
Fe, das in dem Kernmaterial enthalten ist, bildet zusammen mit Mn und Si Al-Fe-Mn-basierte, Al-Fe-Si-basierte und Al-Fe-Mn-Si-basierte intermetallische Verbindungen aus, wirkt so, dass eine Dispersionsverfestigung erzielt wird, und verbessert die Materialfestigkeit. Wenn das Kernmaterial Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Kernmaterial 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,70 Masse%. Wenn der Fe-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Cu, das in dem Kernmaterial enthalten ist, verbessert die Materialfestigkeit durch Festlösungsverfestigung. Cu, das in dem Kernmaterial enthalten ist, weist auch die Wirkung eines Festlegens des Potenzials als edel zum Erhöhen der Differenz beim Potential von dem Opferanodenmaterial und/oder der Lamelle, so dass die Antikorrosionswirkung durch die Opferanodenwirkung verbessert wird, vor. Wenn das Kernmaterial Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Kernmaterial 1,20 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 1,00 Masse%. Der Cu-Gehalt in dem Kernmaterial, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, erhöht die Möglichkeit eines Auftretens intergranularer Korrosion und erhöht die Möglichkeit eines Schmelzens des Kernmaterials aufgrund einer Abnahme bei einem Schmelzpunkt davon.
Ti, das in dem Kernmaterial enthalten ist, weist die Wirkung eines Verbesserns einer Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und eines Verbesserns einer Korrosionsbeständigkeit auf. Wenn das Kernmaterial Ti aufweist, ist der Ti-Gehalt in dem Kernmaterial 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn der Ti-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Zr, das in dem Kernmaterial enthalten ist, verbessert eine Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und fällt Al-Zr-basierte winzige Verbindungen aus, so dass es auf eine Kornvergröberung nach Hartlöten wirkt. Wenn das Kernmaterial Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in dem Kernmaterial 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn der Zr-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Cr, das in dem Kernmaterial enthalten ist, verbessert eine Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und fällt Al-Cr-basierte winzige Verbindungen aus, so dass es auf eine Kornvergröberung nach Hartlöten wirkt. Wenn das Kernmaterial Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in dem Kernmaterial 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%. Wenn der Cr-Gehalt in dem Kernmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen ausgebildet, und wird eine plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Die Korngröße des Kernmaterials ist 20 bis 300 µm und bevorzugt 50 bis 200 µm, und die Korngröße des Zwischenmaterials ist 20 bis 300 µm und bevorzugt 50 bis 200 µm. Mit den Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials, die in den oben beschriebenen Bereich fallen, wird eine ausgezeichnete Hartlötbarkeit erzielt. Wenn die Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials klein sind, wird Si, das in dem Hartlotmaterial auf der Seite, die direkt auf das Kernmaterial oder das Zwischenmaterial plattiert ist, enthalten ist, leicht in der Umgebung der Korngrenze des Kernmaterials oder des Zwischenmaterials diffundiert. Diese Struktur verringert die Hartlotmaterialmenge und senkt die Hartlötbarkeit. Große Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials unterdrücken die Diffusionsmenge von Si. Die Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials, die geringer als der oben beschriebene Bereich sind, senken die Hartlötbarkeit. Die Korngröße, die den oben beschriebenen Bereich überschreitet, verursacht eine raue Oberfläche, wenn das Aluminiumlegierungshartlotblech plastischer Bearbeitung unterzogen wird. Die Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials können auf den Bereich, der oben beschrieben wurde, durch Festlegen des Bearbeitungsverhältnisses (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter Zwischenglühbehandlungen, die zwischen Durchgängen einer Kaltbearbeitung ausgeführt werden, auf 20 bis 70% bei dem Herstellungsprozess des Aluminiumlegierungshartlotblechs festgelegt werden.
Jedes der Hartlotmaterialien (Hartlotmaterial 1 und Hartlotmaterial 2) des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, die
Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist, und
eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind. In dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 1 dieselbe wie die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 2 oder davon verschieden sein.
Der Si-Gehalt in dem Hartlotmaterial ist 4,00 bis 13,00 Masse%. Wenn der Si-Gehalt in dem Hartlotmaterial geringer als der oben beschriebene Bereich ist, wird keine ausreichende Hartlötbarkeit erzielt. Der Si-Gehalt, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, verursacht bei Guss eine leichte Ausbildung groben proeutektischen Si, bewirkt bei Herstellung des Materials ein leichtes Auftreten von Rissen, und senkt eine plastische Bearbeitbarkeit.
Jedes der Hartlotmaterialien weist ferner eines oder zwei oder mehr von Mn, Ti, Zr und Cr auf. Mn, Ti, Zr und/oder Cr, die in dem Hartlotmaterial enthalten sind, vergröbern die Korngröße des Hartlotmaterials, unterdrücken die Diffusionsmenge von Mg in dem Hartlotmaterial in die Oberfläche des Hartlotmaterials durch die Korngrenze des Hartlotmaterials als ein Weg bei Hartlöterhitzung und die Diffusionsmenge von Mg in dem Kernmaterial in das Hartlotmaterial und ferner in die Oberfläche des Hartlotmaterials durch die Korngrenze des Hartlotmaterials als ein Weg, und unterdrücken eine Erzeugung eines MgO-Oxidfilms auf der Oberfläche des Hartlotmaterials zum Verbessern einer Hartlötbarkeit. Wenn das Hartlotmaterial Mn aufweist, ist der Mn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 0,60 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Ti aufweist, ist der Ti-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,10 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,10 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,10 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial zwei oder mehr von Mn, Ti, Zr und Cr aufweist, ist die Gesamtheit von Mn-, Ti-, Zr- und/ oder Cr-Gehalten in dem Hartlotmaterial bevorzugt 0,05 Masse% oder mehr. Wenn die Gesamtheit von Mn-, Ti-, Zr- und/oder Cr-Gehalten in dem Hartlotmaterial kleiner als 0,05 Masse% ist, wird eine große Menge an MgO auf der Oberfläche des Hartlotmaterials ausgebildet, bevor das Hartlotmaterial bei Hartlöterhitzung geschmolzen wird, und nimmt die Hartlötbarkeit ab. Überschreitet dagegen jeder von Mn-, Ti-, Zr- und Cr-Gehalten in dem Hartlotmaterial den entsprechenden Bereich, der oben beschrieben wurde, werden bei Guss leicht riesige intermetallische Verbindungen erzeugt und wird die plastische Bearbeitbarkeit reduziert.
Jedes der Hartlotmaterialien kann ferner Bi aufweisen. Bi, das in jedem der Hartlotmaterialien enthalten ist, fördert ein Aufbrechen des Oxidfilms mit Mg, das dem Hartlotmaterial bei Hartlöterhitzung von dem Zwischenmaterial und/oder dem Kernmaterial zugeführt wird, und verbessert die Hartlötbarkeit. Wenn jedes der Hartlotmaterialien Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterial 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,004 bis 0,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse%. Der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterial, der den oben beschriebenen Bereich überschreitet, bewirkt eine merkliche Reduzierung einer Hartlötbarkeit begleitet von einer Entfärbung des Hartlotmaterials.
Das Hartlotmaterial kann ferner eines oder zwei oder mehr von Na, Sr und Sb aufweisen. Na, Sr oder Sb wird dem Hartlotmaterial zum Miniaturisieren der Si-Partikel hinzugefügt. Wenn das Hartlotmaterial Na aufweist, ist der Na-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Sr aufweist, ist der Sr-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,050 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Sb aufweist, ist der Sb-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,050 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%.
Das Hartlotmaterial kann ferner Mg aufweisen. Mg in dem Hartlotmaterial bricht einen Aluminiumoxidfilm, der die Oberfläche des Hartlotmaterials bedeckt, auf und verbessert die Hartlötbarkeit. Wenn das Hartlotmaterial Mg aufweist, ist der Mg-Gehalt in dem Hartlotmaterial 2,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,01 bis 1,00 Masse%. Wenn der Mg-Gehalt in dem Hartlotmaterial den oben beschriebenen Bereich überschreitet, wird MgO auf der Oberfläche des Hartlotmaterials ausgebildet, bevor das Hartlotmaterial während Hartlöterhitzung geschmolzen wird, und wird die Hartlötbarkeit verringert.
Das Hartlotmaterial kann ferner eines oder zwei oder mehr von Zn, In, Sn und Cu aufweisen. Zn, In und Sn in dem Hartlotmaterial sind imstande, das Potential des Hartlotmaterials, das auf der Oberfläche des Kernmaterials nach Hartlöten verbleibt, zu senken. Die Opferantikorrosionswirkung des Hartlotmaterials verbessert weiter eine Korrosionsbeständigkeit des Aluminiumprodukts nach Hartlöten. Wenn das Hartlotmaterial Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 8,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,50 bis 3,00 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,050 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Hartlotmaterial 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,100 Masse%. Wenn das Hartlotmaterial Cu aufweist, ist Cu imstande, das Potential des Hartlotmaterials zu erhöhen. Cu, das in dem Hartlotmaterial enthalten ist, weist die Funktion eines Anpassens des Potenzials an einen geeigneteren Wert auf, wenn das Potential des Hartlotmaterials mit Zn, In und Sn übermäßig gesenkt wird. Der Cu-Gehalt in dem Hartlotmaterial ist 1,20 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,01 bis 0,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse%.
Das Hartlotmaterial kann ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,50 Masse% aufweisen.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung weist eine Struktur auf, bei der bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr und bevorzugt 0,65 oder mehr ist. Bei einem Tropftypfluiditätstest tritt, wenn das Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, in den oben beschriebenen Bereich fällt, bei Hartlöterhitzung selten Erosion auf. Dagegen tritt bei einem Tropftypfluiditätstest, wenn das Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, kleiner als der oben beschriebene Bereich ist, bei Hartlöterhitzung Erosion auf. Das Verfahren zum Messen des Verhältnisses α (α = K_a/K_b) des Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu dem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, bei einem Tropftypfluiditätstest wird später beschrieben.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und
aus einem Fünfschichtenmaterial ausgebildet ist, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial, ein Zwischenmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, bei dem
jedes der Zwischenmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von
0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ist ein Fünfschichtenmaterial, bei dem ein Hartlotmaterial 1, ein Zwischenmaterial 1, ein Kernmaterial, ein Zwischenmaterial 2 und ein Hartlotmaterial 2 in der Reihenfolge Hartlotmaterial 1/Zwischenmaterial 1/Kernmaterial/Zwischenmaterial 2/Hartlotmaterial 2 gestapelt und plattiert sind. Insbesondere ist das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ein Plattierungsmaterial, bei dem das Hartlotmaterial 1 und das Zwischenmaterial 1 auf eine seitliche Oberfläche des Kernmaterials in der Reihenfolge „Zwischenmaterial 1/Hartlotmaterial 1“ von der Kernmaterialseite plattiert sind, und das Zwischenmaterial 2 und das Hartlotmaterial 2 auf die andere seitliche Oberfläche des Kernmaterials in der Reihenfolge „Zwischenmaterial 2/Hartlotmaterial 2“ von der Kernmaterialseite plattiert sind. In dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 1 dieselbe wie die chemische Zusammensetzung des Hartlotmaterials 2 oder davon sein. Zudem kann in dem Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung die chemische Zusammensetzung des Zwischenmaterials 1 dieselbe wie die chemische Zusammensetzung des Zwischenmaterials 2 oder davon verschieden sein.
Das Kernmaterial, die Zwischenmaterialien (Zwischenmaterial 1 und Zwischenmaterial 2) und die Hartlotmaterialien (Hartlotmaterial 1 und Hartlotmaterial 2) gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung sind dieselben wie das Kernmaterial, das Zwischenmaterial und die Hartlotmaterialien des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung weist eine Struktur auf, bei der bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr und bevorzugt 0,65 oder mehr ist. Bei einem Tropftypfluiditätstest tritt, wenn das Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5% Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, in den oben beschriebenen Bereich fällt, bei Hartlöterhitzung selten Erosion auf. Dagegen tritt bei einem Tropftypfluiditätstest, wenn das Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, kleiner als der oben beschriebene Bereich ist, bei Hartlöterhitzung Erosion auf. Das Verfahren zum Messen des Verhältnisses α (α = K_a/K_b) des Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu dem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, bei einem Tropftypfluiditätstest wird später beschrieben.
Wenn das Zwischenmaterial oder das Kernmaterial des Aluminiumlegierungshartlotblechs Mg aufweist, ist die Solidustemperatur des Zwischenmaterials oder des Kernmaterials niedrig. Zudem tritt, wenn eine Dehnung auf das Aluminiumlegierungshartlotblech vor Hartlöterhitzung ausgeübt wird, bei Hartlöterhitzung Rekristallisation auf. Obwohl die Korngröße grob wird, tritt, da Unterkörner verbleiben und Si in die Unterkorngrenzen der Unterkörner infiltriert wird, leicht Erosion auf. Aus diesem Grund wird bei dem Prozess zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs das Bearbeitungsverhältnis vor abschließender Glühbehandlung zum Optimieren der Korngröße des Materials reduziert, und wird die Wärme, die bei und nach Warmbearbeitung eingegeben wird, zum Vergröbern der feinen Mn-basierten Verbindung erhöht. Zudem wird Mg zum Erhöhen der Rekristallisationstemperatur und Erhöhen der Rekristallisationskorngröße bei Hartlöterhitzung ausgefällt, und wird eine Erzeugung von Unterkörnern unterdrückt. Mit dieser Struktur wird Erosion unterdrückt. Zudem haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung herausgefunden, dass: (I) das Aluminiumlegierungshartlotblech, bei dem bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr und bevorzugt 0,65 oder mehr ist, erhalten wird, indem das Bearbeitungsverhältnis vor abschließender Glühbehandlung auf 20 bis 70% bei dem Herstellungsprozess des Aluminiumlegierungshartlotblechs festgelegt wird, insbesondere indem ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen, die zwischen Durchgängen eines Kaltwalzens bei der Kaltbearbeitung ausgeführt werden, auf 20 bis 70% festgelegt wird; und (II) in dem Aluminiumlegierungshartlotblech, bei dem bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr und bevorzugt 0,65 oder mehr ist, selbst wenn eine Dehnung ausgeübt wird, wenn das Aluminiumlegierungshartlotblech vor Hartlöten in eine vorbestimmte Form bearbeitet wird, selten Erosion auftritt, d.h., Erosion bei Hartlöterhitzung durch Festlegen, bei einem Tropftypfluiditätstest, „eines Verhältnisses α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird“ auf 0,55 oder mehr und bevorzugt 0,65 oder mehr unterdrückt wird.
Bei der vorliegenden Erfindung kann ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, durch den folgenden Prozess bestimmt werden. Zwei Aluminiumlegierungshartlotbleche (bevor eine Dehnung ausgeübt wird), die als Testmaterialien dienen, werden vorbereitet, und eine 5%-Dehnung wird auf eines der Bleche durch Kaltwalzen zum Vorbereiten eines Testmaterials, das mit einer 5%-Dehnung versehen ist, ausgeübt. Eine 5%-Dehnung durch Kaltwalzen auszuüben, bedeutet, dass das Testmaterial einer Bearbeitung zum Reduzieren der Dicke des Testmaterials um eine Dicke entsprechend 5% der Dicke davon zu der Zeit, bevor die Dehnung ausgeübt wird, unterzogen wird. Beispielsweise ist, wenn die Dicke des Testmaterials, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,500 mm ist, eine Dehnung in dem Fall, dass eine Bearbeitung zum Reduzieren der Dicke auf 0,475 mm durch Kaltwalzen ausgeführt wird, 5%. Danach werden Fluidkoeffizienten der Testmaterialien durch einen Tropftypfluiditätstest unter Verwendung des Testmaterials, bevor eine Dehnung ausgeübt wird, und des Testmaterials, das mit der 5%-Dehnung versehen ist, bestimmt. Jedes der Testmaterialien wird auf eine Größe von 40 mm (Breite) × 60 mm (Länge) zugeschnitten, wobei die Walzrichtung als die Längsrichtung dient, und mit zwei Aufhängungslöchern 3 φ versehen, und danach wird ein Gewicht (W0) davon gemessen. Danach werden die Testmaterialien aufgehängt, wie in 2 dargestellt ist, auf eine maximale Temperatur von 600°C mit einer durchschnittlichen Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 20°C/min von der Raumtemperatur auf 600°C in einem Stickstoffgasofen (Sauerstoffkonzentration: 15 bis 20 ppm) erhitzt und für 3 Minuten bei 600°C gehalten. Nach Erhitzung wird, wie in 2 dargestellt ist, der Hartlotmaterialablagerungsabschnitt (B) zum Messen des Gewichts (WB) davon abgeschnitten und wird der Fluidkoeffizienten (K) durch Gleichung (1) bestimmt: $K = (4WB-W0) / (3W 0 \times Plattierungsverh \ddot{a} ltnis)$
Der Fluidkoeffizient (Kb) des Testmaterials, bevor die Dehnung ausgeübt wird, und der Fluidkoeffizient (K_a), nachdem die 5%-Dehnung ausgeübt wird, werden bestimmt, und das Verhältnis α (α = K_a/K_b) des Fluidkoeffizienten K_a, nachdem die 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu dem Fluidkoeffizienten Kb, bevor die Dehnung ausgeübt wird, wird durch Gleichung (2) berechnet: $α= K_{a} {/K}_{b}$
Das Fluidkoeffizientenverhältnis α wird als ein Mittelwert der Hartlotmaterial-1-Seite und der Hartlotmaterial-2-Seite bestimmt, wenn die Hartlotmaterial-1-Seite und die Hartlotmaterial-2-Seite aufgrund des Unterschieds bei einer Zusammensetzung zwischen dem Hartlotmaterial 1 und dem Hartlotmaterial 2, des Unterschieds bei einer Zusammensetzung zwischen dem Zwischenmaterial und dem Kernmaterial oder des Unterschieds bei einer Zusammensetzung zwischen dem Zwischenmaterial 1 und dem Zwischenmaterial 2 unterschiedliche Fluidkoeffizienten aufweisen.
Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung werden zum Hartlöten des Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre, wie beispielsweise einer Stickstoffgasatmosphäre, oder in Vakuum, ohne ein Flussmittel zu verwenden, d.h. flussmittelfreien Hartlöten, geeignet verwendet. Das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung wird für Rohre, die als Kanalausbildungsmaterialien dienen, durch die das Kühlmittel oder dergleichen strömt, und/oder Platten, die mit den Rohren zum Ausbilden der Strukturen von Wärmetauschern verbunden werden, verwendet. Wenn das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung für das Rohrmaterial verwendet wird, ist die Dicke des Hartlotblechs ungefähr 0,15 bis 0,5 mm und ist das Plattierungsverhältnis des Hartlotmaterials und des Zwischenmaterials im Allgemeinen ungefähr 3 bis 30%. Wenn das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der vorliegenden Erfindung für das Plattenmaterial verwendet wird, ist die Dicke des Hartlotblechs ungefähr 0,8 bis 5 mm und ist das Plattierungsverhältnis des Hartlotmaterials und des Zwischenmaterials im Allgemeinen ungefähr 3 bis 30%.
Das Folgende ist eine Erläuterung eines Verfahrens zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung. Das Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs durch Ausführen von zumindest Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung, einer oder mehreren Zwischenglühbehandlungen zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung und einer abschließenden Glühbehandlung nach dem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung auf einer gestapelten Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs bei dem Verfahren gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs bei dem Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschafft wird, bei dem
jeder der Zwischenmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
der Kernmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind,
bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und
ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100 einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70% ist. Insbesondere sind das Verfahren gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und das Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung dasselbe, mit Ausnahme dass die gestapelten Strukturen, die einem Warmwalzen unterzogen werden, unterschiedlich sind. Bei der folgenden Erläuterung werden die Punkte, die dem Verfahren gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung und dem Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung gemein sind, beschrieben, wobei das Verfahren gemäß der ersten Ausführungsform und das Verfahren gemäß der zweiten Ausführungsform kollektiv als „Verfahren gemäß der vorliegenden Erfindung“ bezeichnet werden.
Bei dem Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der vorliegenden Erfindung werden zunächst Aluminiumlegierungen, die die gewünschten Zusammensetzungen, die für das Kernmaterial, das Zwischenmaterial und das Hartlotmaterial verwendet werden, aufweisen, geschmolzen und zum Vorbereiten eines Kernmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens gegossen. Die Verfahren zum Schmelzen und Gießen der Aluminiumlegierungen sind nicht insbesondere beschränkt, sondern gewöhnliche Verfahren werden verwendet.
Danach werden der Kernmaterialbarren, der Zwischenmaterialbarren und der Hartlotmaterialbarren homogenisiert, falls notwendig. Der bevorzugte Temperaturbereich der Homogenisierung ist 400 bis 600°C, und die Homogenisierungszeit ist 2 bis 20 Stunden.
Danach werden der Kernmaterialbarren, der Zwischenmaterialbarren und der Hartlotmaterialbarren auf vorbestimmte Dicken planbearbeitet, und werden zum Beschaffen einer gestapelten Struktur der Zwischenmaterialbarren und der Hartlotmaterialbarren in dieser Reihenfolge von der Kernmaterialbarrenseite auf einer seitlichen Oberfläche des Kernmaterialbarrens überlagert, und wird der Hartlotmaterialbarren auf der anderen seitlichen Oberfläche des Kernmaterialbarrens überlagert. Als eine andere Ausführungsform werden zum Beschaffen einer gestapelten Struktur der Zwischenmaterialbarren und der Hartlotmaterialbarren in dieser Reihenfolge von der Kernmaterialbarrenseite auf einer seitlichen Oberfläche des Kernmaterialbarrens überlagert, und werden der Zwischenmaterialbarren und der Hartlotmaterialbarren in dieser Reihenfolge von der Kernmaterialbarrenseite auf der anderen seitlichen Oberfläche des Kernmaterialbarrens überlagert.
Der Zwischenmaterialbarren ist aus einer Aluminiumlegierung, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse%, bevorzugt 1,30 bis 5,00 Masse% und besonders bevorzugt 2,50 bis 4,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 3,50 Masse% oder weniger aufweisen.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,10 bis 2,00 Masse% und besonders bevorzugt 0,60 bis 1,50 Masse%, Cu von 1,20 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 1,00 Masse%, Cr von 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse% und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse%, und Zr von 0,30 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse% und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse% aufweisen. Wenn der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn, Cr und Zr aufweist, ist der Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,10 Masse% oder mehr, bevorzugt 0,60 bis 1,80 Masse% und besonders bevorzugt 1,00 bis 1,50 Masse%.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner Si aufweisen. Wenn der Zwischenmaterialbarren Si aufweist, ist der Si-Gehalt in dem Zwischenmaterialbarren 13,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 1,00 bis 13,00 Masse%. Der Zwischenmaterialbarren kann Si von 0,05 bis 1,00 Masse% aufweisen.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner Fe aufweisen. Wenn der Zwischenmaterialbarren Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Zwischenmaterialbarren 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,50 Masse%.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner Bi aufweisen. Wenn der Zwischenmaterialbarren Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Zwischenmaterialbarren 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,004 bis 0,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,10 bis 0,50 Masse%.
Der Zwischenmaterialbarren kann ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,050 Masse% und Sn von 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,100 Masse% aufweisen. Beispiele für unvermeidbare Verunreinigungen, die in dem Zwischenmaterialbarren enthalten sind, umfassen Ag, B, Be, Ca, Cd, Co, Ga, Ge, Li, Mo, Na, Ni, P, Pb, Sr, V und Hg. Der Zwischenmaterialbarren gemäß der vorliegenden Erfindung kann die unvermeidbaren Verunreinigungen aufweisen, und der Gehalt jeder von ihnen ist 0,05 Masse% oder weniger.
Der Kernmaterialbarren ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse%, bevorzugt 0,50 bis 1,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,50 bis 1,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,60 bis 1,50 Masse%, Si von 1,50 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,00 Masse% und besonders bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masse%, Fe von 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,70 Masse%, Cu von 1,20 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 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% und Cr von 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,10 bis 0,20 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Beispiele für unvermeidbare Verunreinigungen, die in dem Kernmaterialbarren enthalten sind, umfassen Ag, B, Be, Bi, Ca, Cd, Co, Ga, Ge, Li, Mo, Na, Ni, P, Pb, V, Hg, In, Sn, Sr und Zn. Der Kernmaterialbarren gemäß der vorliegenden Erfindung kann die unvermeidbaren Verunreinigungen aufweisen, und der Gehalt jeder von ihnen ist 0,05 Masse% oder weniger.
Der Hartlotmaterialbarren ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,10 bis 0,60 Masse%, Ti von 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,10 Masse%, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,10 Masse% und Cr von 0,30 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis
0,10 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Der Hartlotmaterialbarren kann ferner Bi aufweisen. Wenn der Hartlotmaterialbarren Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 1,00 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,004 bis 0,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse%.
Der Hartlotmaterialbarren kann ferner eines oder zwei oder mehr von Na, Sr und Sb aufweisen. Wenn der Hartlotmaterialbarren Na aufweist, ist der Na-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 0,050 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%. Wenn der Hartlotmaterialbarren Sr aufweist, ist der Sr-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 0,050 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%. Wenn der Hartlotmaterialbarren Sb aufweist, ist der Sb-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 0,050 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,003 bis 0,050 Masse% und besonders bevorzugt 0,005 bis 0,030 Masse%.
Der Hartlotmaterialbarren kann ferner Mg aufweisen. Wenn der Hartlotmaterialbarren Mg aufweist, ist der Mg-Gehalt in dem Hartlotmaterial 2,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,01 bis 1,00 Masse%.
Der Hartlotmaterialbarren kann ferner eines oder zwei oder mehr von Zn, In, Sn und Cu aufweisen. Wenn der Hartlotmaterialbarren Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 8,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,50 bis 3,00 Masse%. Wenn der Hartlotmaterialbarren In aufweist, ist der In-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,050 Masse%. Wenn der Hartlotmaterialbarren Sn aufweist, ist der Sn-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 0,100 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,010 bis 0,100 Masse%. Wenn der Hartlotmaterialbarren Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 1,20 Masse% oder weniger, bevorzugt 0,01 bis 0,50 Masse% und besonders bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masse%.
Der Hartlotmaterialbarren kann ferner Fe aufweisen. Wenn der Hartlotmaterialbarren Fe aufweist, ist der Fe-Gehalt in dem Hartlotmaterialbarren 1,00 Masse% oder weniger und bevorzugt 0,05 bis 0,50 Masse%. Beispiele für unvermeidbare Verunreinigungen, die in dem Hartlotmaterialbarren enthalten sind, umfassen Ag, B, Be, Ca, Cd, Co, Ga, Ge, Li, Mo, Ni, P, Pb, V und Hg. Der Hartlotmaterialbarren gemäß der vorliegenden Erfindung kann die unvermeidbaren Verunreinigungen aufweisen, und der Gehalt jeder von ihnen ist 0,05 Masse% oder weniger.
Bei Warmbearbeitung wird Warmwalzen bei 400 bis 550°C für eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird (Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung), oder eine gestapelte Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird (Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung), ausgeführt. Bei Warmwalzen wird beispielsweise die gestapelte Struktur auf eine Dicke von 2 bis 8 mm gewalzt.
Bei der Kaltbearbeitung wird die warmgewalzte Struktur, die durch Ausführen von Warmbearbeitung beschafft wird, einem Kaltwalzen unterzogen. Bei der Kaltbearbeitung wird Kaltwalzen mit einer Mehrzahl von Durchgängen ausgeführt.
Bei der Kaltbearbeitung werden eines oder zwei oder mehr Male einer Zwischenglühbehandlung zwischen Durchgängen eines Kaltwalzens ausgeführt. Die Temperatur der Zwischenglühbehandlung ist 200 bis 500°C und bevorzugt 250 bis 400°C. Bei der Zwischenglühbehandlung wird die Temperatur auf die Zwischenglühbehandlungstemperatur erhöht, und ein Abkühlen kann prompt, nachdem die Temperatur die Zwischenglühbehandlungstemperatur erreicht, begonnen werden, oder ein Abkühlen kann begonnen werden, nachdem die Struktur für bestimmte Zeit bei der Zwischenglühbehandlungstemperatur gehalten wird, nachdem die Temperatur die Zwischenglühbehandlungstemperatur erreicht. Die Zeit, für die die Temperatur bei der Zwischenglühbehandlung beibehalten wird, ist 0 bis 10 Stunden und bevorzugt 1 bis 5 Stunden.
Nach Kaltwalzen wird die kaltgewalzte Struktur, die durch Kaltbearbeitung beschafft wird, einer abschließenden Glühbehandlung zum Glühbehandeln der kaltgewalzten Struktur bei 300 bis 500°C und bevorzugt 350 bis 450°C unterzogen. Bei der abschließenden Glühbehandlung wird die Temperatur auf die abschließende Glühbehandlungstemperatur erhöht, und ein Abkühlen kann prompt, nachdem die Temperatur die abschließende Glühbehandlungstemperatur erreicht, begonnen werden, oder ein Abkühlen kann begonnen werden, nachdem die Struktur für bestimmte Zeit bei der abschließenden Glühbehandlungstemperatur gehalten wird, nachdem die Temperatur die abschließende Glühbehandlungstemperatur erreicht. Die Zeit, für die die Temperatur bei der abschließenden Glühbehandlung beibehalten wird, ist 0 bis 10 Stunden und bevorzugt 1 bis 5 Stunden.
Zudem ist bei dem Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungsplattierungsmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((ta-tb)/ta) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke ta nach der letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70%. Insbesondere wird bei dem Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungsplattierungsmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung, nachdem die letzte Zwischenglühbehandlung ausgeführt wird, eine Kaltbearbeitung derart ausgeführt, dass das Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((ta-tb)/ta) × 100) auf 20 bis 70% bei Kaltwalzen vor der abschließenden Glühbehandlung festgelegt wird. Durch Festlegen des Bearbeitungsverhältnisses (Bearbeitungsverhältnis = ((ta-tb)/ta) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach der letzten Zwischenglühbehandlung auf 20 bis 70% werden die Korngrößen des Kernmaterials und des Zwischenmaterials auf 20 bis 300 µm und bevorzugt 50 bis 200 µm angepasst.
Das Aluminiumlegierungsplattierungsmaterial (das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung oder das Aluminiumlegierungshartlotblech gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung) wird durch Ausführen des Verfahrens (des Verfahrens gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung oder des Verfahrens gemäß der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung) zum Herstellen des Aluminiumlegierungsplattierungsmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung beschafft, wie oben beschrieben wurde.
Beispiele werden nachfolgend zum besonderen Erläutern der vorliegenden Erfindung dargestellt, aber die vorliegende Erfindung ist nicht auf die Beispiele, die nachfolgend dargestellt werden, beschränkt.
BEISPIELE
Durch Stranggießen wurden die Hartlotmaterial-, die Zwischenmaterial- und die Kernmaterialbarren, die die chemischen Zusammensetzungen aufwiesen, die in Tabelle 1, Tabelle 3, Tabelle 5 und Tabelle 7 dargestellt sind, vorbereitet. Danach wurden die Kernmaterialbarren homogenisiert und danach einer Planbearbeitung zum Reduzieren der Dicke der Kernmaterialbarren auf eine vorbestimmte Dicke unterzogen. Danach wurden die Hartlotmaterialbarren und die Zwischenmaterialbarren einem Warmwalzen zum Festlegen der Dicken der Hartlotmaterialbarren und der Zwischenmaterialbarren auf vorbestimmte Dicken unterzogen. Die Hartlotmaterialbarren, die Zwischenmaterialbarren und die Kernmaterialbarren, die beschafft wurden, wie oben beschrieben wurde, wurden mit Kombinationen, wie sie in Tabelle 1, Tabelle 3, Tabelle 5 und Tabelle 7 dargestellt sind, zum Vorbereiten gestapelter Strukturen überlagert. Jede der beschafften gestapelten Strukturen wurde zum Verbinden des Kernmaterialbarrens und des Hartlotmaterialbarrens und Vorbereiten eines Plattierungsmaterials, das eine Dicke von 3,0 mm aufweist, warmgewalzt. Jedes der beschafften Plattierungsmaterialien wurde einem Kaltwalzen, einer Zwischenglühbehandlung, einem Kaltwalzen und einer abschließenden Glühbehandlung in dieser Reihenfolge zum Beschaffen eines Testmaterials, das eine Dicke von 0,4 bis 1,0 mm aufweist, unterzogen. Die Zwischenglühbehandlung und die abschließende Glühbehandlung wurden bei einer Haltetemperatur von 400°C und mit der Haltezeit von drei Stunden ausgeführt. Tabelle 2, Tabelle 4, Tabelle 6 und Tabelle 8 stellen das Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis (%) = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) von einer Dicke (ta) nach der Zwischenglühbehandlung zu einer Dicke (tb) vor der abschließenden Glühbehandlung dar.
<Messung der Korngröße>
Der Querschnitt (L-LT-Fläche) jedes der vorbereiteten Testmaterialien wurde einer Hochglanzpolitur zum Ausführen einer Oberflächenformung unterzogen, danach einem Barker-Ätzen unterzogen, und eine Mikroaufnahme wurde aufgenommen. In der Mikroaufnahme wurde in Bezug auf die Korngröße des Zwischenmaterials ein Liniensegment parallel zu einer Grenzfläche zwischen dem Hartlotmaterial und dem Zwischenmaterial auf dem Hartlotmaterial und dem Zwischenmaterial gezeichnet, wurde die Anzahl von Körnern, die mit dem Liniensegment geschnitten wurden, gezählt, und wurden die Korngrößen des Hartlotmaterials und des Zwischenmaterials mit der Berechnungsformel „Korngröße (µm) = (Länge des Liniensegments (mm) × 1000)/(Anzahl geschnittener Körner × Mikroaufnahmenvergrößerungen)“ berechnet. Man nehme an, dass die Anzahl von Körnern an dem Endabschnitt des Liniensegments 0,5 war. In Bezug auf die Korngröße des Kernmaterials wurde ein Liniensegment parallel zu einer Grenzfläche zwischen dem Zwischenmaterial und dem Kernmaterial auf dem Kernmaterial gezeichnet, wurde die Anzahl von Körnern, die mit dem Liniensegment geschnitten wurden, gezählt, und wurde die Korngröße des Kernmaterials mit der Berechnungsformel „Korngröße (µm) = (Länge des Liniensegments (mm) × 1000)/(Anzahl geschnittener Körner × Mikroaufnahmenvergrößerungen)“ berechnet. Man nehme an, dass die Anzahl von Körnern an dem Endabschnitt des Liniensegments 0,5 war. Tabelle 1 stellt die Korngröße des Hartlotmaterials dar. In Tabelle 1 bezeichnet A die Korngröße gleich oder mehr als 5 µm, und bezeichnet X die Korngröße kleiner als 5 µm. In Bezug auf die Korngrößen des Zwischenmaterials und des Kernmaterials stellen Tabelle 2, Tabelle 4, Tabelle 6 und Tabelle 8 Ergebnisse der Korngrößen dar. In Tabelle 2, Tabelle 4, Tabelle 6 und Tabelle 8 bezeichnet X die Korngröße, die 300 µm überschreitet, bezeichnet A die Korngröße gleich oder kleiner als 300 µm und gleich oder mehr als 200 µm, bezeichnet B die Korngröße kleiner als 200 µm und gleich oder mehr als 100 µm, bezeichnet C die Korngröße kleiner als 100 µm und gleich oder mehr als 50 µm, bezeichnet D die Korngröße kleiner als 50 µm und gleich oder mehr als 20 µm, und bezeichnet Y die Korngröße kleiner als 20 µm. .
<Auswertung der Hartlötbarkeit>
Das Testmaterial, das eine Größe von 50 mm × 50 mm aufwies und lediglich einer Entfettung mit Aceton unterzogen wurde (nicht geätzt), das Testmaterial, das einer Entfettung mit Aceton unterzogen und danach mit schwacher Säure geätzt wurde (geätzt), und ein 3003-Legierungsblechmaterial, das eine Dicke von 0,1 mm aufwies und einer Wellenbildung unterzogen und danach entfettet wurde, wurden vorbereitet und auf dem Miniaturkern, der in 1 dargestellt ist, montiert. Das obere Teststück des Miniaturkerns kontaktierte die gewellte Lamelle auf der Hartlotmaterial-1-Seite, und das untere Teststück kontaktierte die gewellte Lamelle auf der Hartlotmaterial-2-Seite.
Danach wurde eine Hartlöterhitzung in einem Stickstoffgasofen ausgeführt. Der Stickstoffgasofen war ein Kleinserienexperimentalofen. Die Sauerstoffkonzentration bei Hartlöten wurde auf 15 bis 20 ppm festgelegt. Die maximale Temperatur jedes der Teststücke wurde auf 600°C festgelegt.
Danach wurde die gewellte Lamelle nach Hartlöten von dem Miniaturkern abgeschnitten. Danach wurden die Längen der Spuren der Kehlen, die auf jeder Platte vorlagen, in der Breitenrichtung der Platte gemessen, und die Summe von ihnen wurde berechnet. Abgesehen davon wurde die Summe von Längen der Kehlen in der Breitenrichtung in dem Fall, dass angenommen wurde, dass die Platte und die gewellte Lamelle vollständig verbunden waren, berechnet. Dann wurde das Verhältnis des ersteren Werts zu dem letzteren Wert als das Verbindungsverhältnis (%) der gewellten Lamelle bei jedem Testmaterial angesehen. Das Verbindungsverhältnis wurde für jedes von dem oberen Teststück und dem unteren Teststück berechnet. Es sei angemerkt, dass der letztere Wert beispielsweise durch Multiplizieren der Breite der gewellten Lamelle mit der Anzahl oberer Abschnitte der gewellten Lamelle berechnet werden kann.
<Tropftypfluiditätstest>
Die Testmaterialien von 0,4 bis 1,0 mm, die durch den obigen Prozess beschafft wurden, und die Testmaterialien, die durch Ausüben einer 5%-Dehnung durch Kaltwalzen auf die Testmaterialien von 0,4 bis 1,0 mm, die durch die obige Bearbeitung beschafft wurden, beschafft wurden (Testmaterialien, die durch Walzen des Testmaterials auf eine Dicke von 0,38 mm erhalten wurden, wenn das Testmaterial eine Dicke von 0,4 mm aufwies), wurden einem Tropftypfluiditätstest zum Bestimmen ihrer Fluidkoeffizienten unterzogen.
Zunächst wurde jedes der Testmaterialien auf eine Größe von 40 mm (Breite) × 60 mm (Länge) zugeschnitten, wobei die Walzrichtung als die Längsrichtung diente, und mit zwei Aufhängungslöchern 3 φ versehen, und danach wurde ein Gewicht (W0) davon gemessen. Danach wurden die Testmaterialien aufgehängt, wie in 2 dargestellt ist, in einem Stickstoffgasofen auf die maximale Temperatur von 600°C mit einer durchschnittlichen Temperaturerhöhungsgeschwindigkeit von 20°C/min von der Raumtemperatur auf 600°C erhitzt und für drei Minuten bei 600°C gehalten. Nach dem Erhitzungstest wurde der Hartlotmaterialablagerungsabschnitt (B) zum Messen des Gewichts (WB) davon abgeschnitten, und wurde der Fluidkoeffizient (K) durch Gleichung (1) bestimmt: $K = (4WB-W0) / (3W 0 \times Plattierungsverh \ddot{a} ltnis)$
Danach wurde das Verhältnis α des Fluidkoeffizienten K_a des Testmaterials, nachdem die 5%-Dehnung ausgeübt wurde, zu dem Fluidkoeffizienten Kb des Testmaterials, bevor die Dehnung ausgeübt wurde, durch Gleichung (2) berechnet: $α = K_{a} {/K}_{b}$
Tabelle 2, Tabelle 4, Tabelle 6 und Tabelle 8 stellen den Wert von α dar, A bezeichnet ein α, das den Wert von 0,80 oder mehr aufweist, B bezeichnet ein α, das den Wert kleiner als 0,80 und gleich oder mehr als 0,65 aufweist, C bezeichnet ein α, das den Wert kleiner als 0,65 und gleich oder mehr als 0,55 aufweist, und X bezeichnet ein α, das den Wert kleiner als 0,55 aufweist.
<Auswertung der Korrosionsbeständigkeit>
Bei denen Testmaterialien wurde jedes der Testmaterialien, das Zn in dem Zwischenmaterial aufwies und eine Dicke von 0,4 mm und eine Größe von 50 mm × 100 mm aufwies, mit Aceton entfettet, danach mit einem Aufhängungsloch 5 φ versehen, und dann in einem hängenden Zustand in einem Stickstoffgasofen einer Hartlöterhitzung unterzogen. Die maximale Temperatur jedes der Teststücke wurde auf 600°C festgelegt. Der hängende obere Abschnitt 10 mm, der das Aufhängungsloch aufwies, und der Hartlotmaterialablagerungsabschnitt 20 mm in dem hängenden unteren Abschnitt wurden entfernt, und die gegenüberliegende Oberfläche und die Endabschnitte des Hartlotmaterials 1 wurden mit Silikonharz maskiert, so dass die Hartlotmaterial-1-Oberfläche zum Freilegen eines Abschnitts von 40 mm (Breite) × 70 mm (Länge) zum Beschaffen eines Korrosionsteststücks freigelegt wurde. Die Teststücke wurden einem Meerwasseressigsäuretest (SWAAT) basierend auf ASTM G85 unterzogen. Nach dem SWAAT wurde das Silikonharz auf der Oberfläche abgelöst, danach wurde jedes der Teststücke in eine Chromphosphorflüssigkeit, die mit einem Heizer erhitzt wurde, zum Entfernen des Korrosionsprodukts auf der Oberfläche der Probe eingetaucht, und die maximale Korrosionstiefe wurde unter Verwendung eines Messmikroskops gemessen. In Tabellen 2, 4, 6 und 8 bezeichnet X den Fall, dass die maximale Korrosionstiefe 0,30 mm überschritt, und bezeichnet A den Fall, dass die maximale Korrosionstiefe 0,30 mm oder kleiner war.

In dem Punkt „Hartlötergebnisse von Miniaturkerntestmaterialien“ in Tabelle 2, Tabelle 4, Tabelle 6 und Tabelle 8 bezeichnet o den Fall, dass sowohl ein Verbindungsverhältnis auf der Kernmaterialseite als auch ein Verbindungsverhältnis der Zwischenschichtseite 85% oder mehr waren, und bezeichnet × den Fall, dass die Verbindungsverhältnisse kleiner als 85% waren, infolge eines Ausführens eines Hartlötens für die Miniaturkerntestmaterialien. Bei Auswertung einer Hartlötbarkeit des vorliegenden Beispiels wurde der Fall, dass der Durchschnitt der Verbindungsverhältnisse 85% oder mehr war, als ein akzeptables Material bestimmt, da es ausgezeichnete Hartlötbarkeit aufwies. Zudem wurde der Fall, dass der Durchschnitt der Verbindungsverhältnisse kleiner als 85% war, als ein nicht akzeptables Material bestimmt, da es schlechte Hartlötbarkeit aufwies.

[Table 2]

TEST-MATERIAL NR.	PLATTIERUNGSSTRUKTUR	ZWISCHENMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	KERNMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	HARTLOTMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	HARTLÖTERGEBNISSE VON MINIATURKERNTESTMATERIALIEN		FLUIDKOEFFIZIENTENVERHÄLTNIS α	KORROSIONSBESTÄNDIGKEIT MAXIMALE KORROSIONSTIEFE (mm)
TEST-MATERIAL NR.	PLATTIERUNGSSTRUKTUR	ZWISCHENMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	KERNMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	HARTLOTMATERIAL KORNGRÖßE (µm)	NICHT GEÄTZT	GEÄTZT	FLUIDKOEFFIZIENTENVERHÄLTNIS α	KORROSIONSBESTÄNDIGKEIT MAXIMALE KORROSIONSTIEFE (mm)
1	HARTLOTMATERIAL 1	C	A	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	A
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
2	HARTLOTMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
3	HARTLOTMATERIAL 1	D	D	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
4	HARTLOTMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B	A
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
5	HARTLOTMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B	A
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
6	HARTLOTMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	B	A
6	ZWISCHENMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	B	A
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
7	HARTLOTMATERIAL 1	C	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B	A
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
8	HARTLOTMATERIAL 1	C	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
9	HARTLOTMATERIAL 1	B	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE:O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
10	HARTLOTMATERIAL 1	C	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
11	HARTLOTMATERIAL 1	C	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2
12	HARTLOTMATERIAL 1	C	B	A	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	OBERE SEITE:O UNTERE SEITE: O	B
	ZWISCHENMATERIAL 1
	KERNMATERIAL
	HARTLOTMATERIAL 2

Wie in Tabelle 1 bis Tabelle 4 dargestellt ist, ist verifiziert worden, dass die Testmaterialien, die als Beispiele für die vorliegende Erfindung dienten, den ausgezeichneten Verbindungszustand bei dem akzeptablen Niveau und das Fluidkoeffizientenverhältnis α von 0,55 oder mehr erzielen. Die maximale Korrosionstiefe war 0,30 mm oder weniger, was ausgezeichnet war.
Dagegen hatten die Vergleichsbeispiele, die in Tabelle 5 bis Tabelle 8 dargestellt sind, die folgenden Ergebnisse.
Die Teststücke R1 und R11 hatten kleine Korngrößen der Hartlotmaterialien und die Verbindungsverhältnisse waren verringert, da keines von Mn, Ti, Zr und Cr zu den Hartlotmaterialien hinzugefügt wurde und die Mg-Mengen, die in die Oberflächen diffundiert wurden, zu viel waren. Bei den Teststücken R2 und R12 waren die Korngrößen der Kernmaterialien und der Zwischenmaterialien groß, was raue Oberflächen verursachen kann, und die Teststücke wurden keiner Auswertung einer Hartlötbarkeit unterzogen. Bei den Teststücken R3 und R13 waren die Korngrößen der Kernmaterialien und der Zwischenmaterialien klein, verursachten die Hartlotmaterialien Erosion auf den Zwischenmaterialien, und wurden die Fluidkoeffizientenverhältnisse verringert. Bei den Teststücken R4 und R14 waren die Mg-Konzentrationen der Zwischenmaterialien niedrig, wurden die Oxidfilme bei Hartlöten nicht ausreichend aufgebrochen, und wurden die Verbindungsverhältnisse verringert. Bei den Teststücken R5 und R15 war die Mg-Konzentration der Zwischenmaterialien hoch, traten während Walzens Risse auf, und wurden keine ordentlichen Plattenmaterialien erlangt. Bei den Teststücken R6 und R16 waren die Mg-Konzentrationen der Kernmaterialien niedrig, wurden die Oxidfilme bei Hartlöterhitzung bei den Hartlotmaterialien auf der Seite, die die Kernmaterialien kontaktierte, nicht ausreichend aufgebrochen, und wurden die Verbindungsverhältnisse verringert. Bei dem Teststück R7 war die Mg-Konzentration des Kernmaterials hoch und wurde der Schmelzpunkt des Kernmaterials gesenkt. Zudem wurde bei dem Teststück R7 das Hartlotmaterial Si in das Kernmaterial diffundiert, wurde das Kernmaterial geschmolzen, und infolgedessen wurde das Fluidkoeffizientenverhältnis verringert. Bei den Teststücken R8 und R17 waren die Si-Konzentrationen der Hartlotmaterialien niedrig und wurden die Verbindungsverhältnisse verringert. Bei den Teststück R9 und R18 waren die Si-Konzentrationen der Hartlotmaterialien hoch, traten während Herstellung der Teststücke Risse auf, und wurden keine ordentlichen Plattenmaterialien erlangt. Bei dem Teststück R10 war die Zn-Konzentration des Zwischenmaterials hoch, war die Verschleißgeschwindigkeit des Zwischenmaterials bei dem SWAAT hoch, wurde keine ausreichende Antikorrosionseigenschaft vorgewiesen, und wurde eine Korrosionsbeständigkeit verringert.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 4547032 [0008]

Claims

Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und aus einem Vierschichtenmaterial ausgebildet ist, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, bei dem das Zwischenmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierungen Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten K_b, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 1, bei dem das Zwischenmaterial ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 1 oder 2, bei dem das Zwischenmaterial ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,1 Masse% oder mehr ist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 7, bei dem das Zwischenmaterial ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 8, bei dem das Zwischenmaterial ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 9, bei dem das Zwischenmaterial ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 10, bei dem das Zwischenmaterial ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 1 bis 11, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech, das zum Hartlöten eines Aluminiummaterials in einer Inertgasatmosphäre oder in Vakuum verwendet wird und aus einem Fünfschichtenmaterial ausgebildet ist, bei dem ein Hartlotmaterial, ein Zwischenmaterial, ein Kernmaterial, ein Zwischenmaterial und ein Hartlotmaterial in dieser Reihenfolge gestapelt sind, bei dem jedes der Zwischenmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, das Kernmaterial aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist und eine Korngröße von 20 bis 300 µm aufweist, welche Aluminiumlegierung Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jedes der Hartlotmaterialien aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und bei einem Tropftypfluiditätstest ein Verhältnis α (α = K_a/K_b) eines Fluidkoeffizienten K_a, nachdem eine 5%-Dehnung ausgeübt wird, zu einem Fluidkoeffizienten K_b, bevor die Dehnung ausgeübt wird, 0,55 oder mehr ist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 13, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach Anspruch 13 oder 14, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger aufweist, Cu von 1,20 Masse% oder weniger aufweist, Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,1 Masse% oder mehr ist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 15, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 16, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 17, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 18, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 19, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 20, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 21, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 22, bei dem jedes der Zwischenmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Aluminiumlegierungshartlotblech nach einem der Ansprüche 13 bis 23, bei dem jedes der Hartlotmaterialien ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 1 bis 12, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung, einer oder mehreren Zwischenglühbehandlungen zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung und einer abschließenden Glühbehandlung nach einem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung auf einer gestapelten Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem der Zwischenmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, der Kernmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jeder der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach einer letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70% ist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 25, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 25 oder 26, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,1 Masse% oder mehr ist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 27, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 28, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 29, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 30, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 31, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 32, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 33, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 34, bei dem der Zwischenmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 25 bis 35, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 13 bis 24, mit Ausführen von zumindest Warmbearbeitung, Kaltbearbeitung, einer oder mehreren Zwischenglühbehandlungen zwischen Walzdurchgängen bei der Kaltbearbeitung, und einer abschließenden Glühbehandlung nach einem letzten Durchgang der Kaltbearbeitung auf einer gestapelten Struktur, die durch Stapeln eines Hartlotmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens, eines Kernmaterialbarrens, eines Zwischenmaterialbarrens und eines Hartlotmaterialbarrens in dieser Reihenfolge beschafft wird, zum Beschaffen des Aluminiumlegierungshartlotblechs, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,40 bis 6,00 Masse% aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, der Kernmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Mg von 0,20 bis 2,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 1,80 Masse% oder weniger, Si von 1,50 Masse% oder weniger, Fe von 1,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, jeder der Hartlotmaterialbarren aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die Si von 4,00 bis 13,00 Masse% aufweist und ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Ti von 0,30 Masse% oder weniger, Zr von 0,30 Masse% oder weniger und Cr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, wobei der Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen sind, und ein Bearbeitungsverhältnis (Bearbeitungsverhältnis = ((t_a-t_b)/t_a) × 100) einer Dicke tb vor der abschließenden Glühbehandlung zu einer Dicke t_a nach einer letzten Zwischenglühbehandlung unter den Zwischenglühbehandlungen 20 bis 70% ist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 37, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Zn von 8,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach Anspruch 37 oder 38, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Mn von 2,00 Masse% oder weniger, Cu von 1,20 Masse% oder weniger, Cr von 0,30 Masse% oder weniger und Zr von 0,30 Masse% oder weniger aufweist, und ein Gesamtgehalt von Mn, Cr und Zr 0,1 Masse% oder mehr ist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 39, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 40, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Na von 0,050 Masse% oder weniger, Sr von 0,050 Masse% oder weniger und Sb von 0,050 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 41, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Mg von 2,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 42, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner eines oder zwei oder mehr von Zn von 8,00 Masse% oder weniger, In von 0,100 Masse% oder weniger, Sn von 0,100 Masse% oder weniger und Cu von 4,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 43, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Si von 13,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 44, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Bi von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 45, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner eines oder zwei von In von 0,100 Masse% oder weniger und Sn von 0,100 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 46, bei dem jeder der Zwischenmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen des Aluminiumlegierungshartlotblechs nach einem der Ansprüche 37 bis 47, bei dem jeder der Hartlotmaterialbarren ferner Fe von 1,00 Masse% oder weniger aufweist.