DE112022000612T5

DE112022000612T5 - Aluminiumlegierungsblech, verfahren zum herstellen desselben und wärmetauscher

Info

Publication number: DE112022000612T5
Application number: DE112022000612.9T
Authority: DE
Inventors: Yuki TOTANI; Takeyoshi Doko
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2021-02-16
Filing date: 2022-01-06
Publication date: 2023-11-09
Also published as: WO2022176420A1; CN116848277A; KR20230145563A; US20240117473A1; JPWO2022176420A1

Abstract

Ein Aluminiumlegierungsblech weist eine Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht auf. Das Aluminiumlegierungsblech ist aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet, mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Bei einem Erhitzungstest, bei dem eine Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, ist eine durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, und ist eine durchschnittliche Anzahl von Körnern in einer Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr.

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft ein Aluminiumlegierungsblech zum einschichtigen Wärmeverbinden und einen Wärmetauscher, der unter Verwendung desselben hergestellt wird.
HINTERGRUND
Hartlöten wird oft bei Verfahren zum Herstellen von Produkten, wie beispielsweise Wärmetauschern und Wärmesenken, die aus Aluminiummaterial ausgebildet sind und viele Metallverbindungen aufweisen, verwendet. Als ein Aluminiummaterial zum Hartlöten ist ein Hartlotblech, auf dem ein Hartlotzusatzmetall an einen Kern, der aus Aluminiummaterial ausgebildet ist, oder ein vorplatziertes Hartlotzusatzmetall plattiert worden ist, verwendet worden. Jedoch haben die Verwendung von Plattierungsmaterialien, wie beispielsweise Hartlotblechen, zum Verbinden einer Mehrzahl von Schichten miteinander nach Stapeln derselben und zusätzlicher Verbindungsmaterialien, wie beispielsweise vorplatzierter Hartlotzusatzmetalle, zu den ansteigenden Kosten von Wärmetauschern und anderer Ausrüstung aufgrund von Herstellungskosten und Materialkosten davon beigetragen.
In Anbetracht dessen ist ein Aluminiumlegierungsmaterial, das in einer einzelnen Schicht wärmeverbunden werden kann, in vergangenen Jahren vorgeschlagen worden (z.B. Patentliteratur 1). Dieses Aluminiumlegierungsmaterial enthält eine Al-Si-basierte Legierung, und die flüssige Phase, die innerhalb des Legierungsmaterials durch Erhitzen erzeugt wird, wird zum Verbinden verwendet. Mit diesem Aluminiumlegierungsmaterial wirkt die flüssige Phase, die oben beschrieben wurde, als ein Hartlotzusatzmetall, und somit kann es mit anderen Bauteilen verbunden werden, ohne ein Verbindungsmaterial, wie beispielsweise ein vorplatziertes Hartlotzusatzmetall, zu verwenden, obwohl es lediglich eine einzelne Schicht aufweist. Bei der vorliegenden Erfindung wird das Verbindungsvermögen durch Erhitzen selbst ohne ein Verbindungsmaterial auf diese Weise „Wärmeverbindungsfunktion“ genannt. Die Verbindung durch ein derartiges Aluminiumlegierungsmaterial mit der Wärmeverbindungsfunktion in einer einzelnen Schicht wird „Wärmeverbindung“ genannt, und die Erhitzungstemperatur zu dieser Zeit wird „Wärmeverbindungtemperatur“ genannt.
Für das Aluminiumlegierungsmaterial mit der Wärmeverbindungsfunktion in einer einzelnen Schicht ändert sich das Material während der Wärmeverbindung in einen halbgeschmolzenen Zustand, und somit ist es wichtig, eine Verformungsbeständigkeit bei Hartlöttemperatur sicherzustellen. Als ein Verfahren zum Verbessern einer Verformungsbeständigkeit in einem Aluminiumlegierungsmaterial offenbart beispielsweise Patentliteratur 2 ein Aluminiumlegierungsmaterial mit ausgezeichneter Verformungsbeständigkeit und der Wärmeverbindungsfunktion in einer einzelnen Schicht, die unter Verwendung einer Metallstruktur erzielt wird, die zulässt, dass Körner nach Erhitzen zum Hartlöten grob werden, und die Ausbildung der flüssigen Phase an Korngrenzen unterdrückt.
ZITIERLISTE
PATENTLITERATUR

Patentliteratur 1: japanisches Patent 5436714
Patentliteratur 2: japanisches Patent 5345264

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
Technisches Problem
Jedoch kann gemäß Studien der Erfinder der vorliegenden Erfindung ein herkömmliches Aluminiumlegierungsmaterial mit der Wärmeverbindungsfunktion in einer einzelnen Schicht eine unzureichende Verformungsbeständigkeit während Wärmeverbindung aufweisen.
In Anbetracht dessen ist es ein Gegenstand der vorliegenden Erfindung, ein Aluminiumlegierungsblech mit einer Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht vorzusehen, das ein Aluminiumlegierungsblech mit hoher Beständigkeit gegen Verformung während Wärmeverbindung ist.
Lösung für das Problem
Zum Lösen des obigen Problems haben die Erfinder die Beziehung zwischen einer Kristallstruktur nach Wärmeverbindung und einer Verformungsbeständigkeit von Aluminiumlegierungsmaterialien mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht studiert und folglich herausgefunden, dass ein Korngrenzengleiten, das durch Körner in der Blechdickenrichtung verursacht wird, die Verformungsbeständigkeit beeinträchtigt. Die Erfinder haben dann herausgefunden, dass ein Aluminiumlegierungsmaterial mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht und ausgezeichneter Verformungsbeständigkeit durch Kontrollieren der Metallstruktur eines Aluminiumlegierungsblechs (Metallstruktur vor Wärmeverbindung) in eine Metallstruktur, in der die jeweiligen Strukturen in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche und in der Blechdickenrichtung nach Erhitzen durch Wärmeverbindung in einem geeigneten Zustand festgelegt sind, erhalten wird, und haben die vorliegende Erfindung abgeschlossen.
Das heißt, die vorliegende Erfindung (1) sieht ein Aluminiumlegierungsblech mit einer Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht vor, das aus einer Aluminiumlegierung mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, bei dem bei einem Erhitzungstest, bei dem eine Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, eine durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr ist, und eine durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (2) sieht das Aluminiumlegierungsblech nach (1) vor, das ferner eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (3) sieht das Aluminiumlegierungsblech nach (1) oder (2) vor, das ferner eines oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (4) sieht das Aluminiumlegierungsblech nach einem von (1) bis (3) vor, bei dem eine Bleckdicke 0,30 mm oder weniger ist.
Die vorliegende Erfindung (5) sieht ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs vor, mit:

einem Gussschritt zum Gießen eines gussgewalzten Blechs einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind, durch Stranggusswalzen; und
einem Kaltwalzschritt zum zwei- oder mehrmaligen Kaltwalzen des gussgewalzten Blechs, bei dem
eine Glühbehandlung ein oder mehrere Male zwischen dem Gussschritt und vor einem letzten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt wird, und Glühbehandlungsbedingungen für alle Glühbehandlungen derart festgelegt sind, dass eine Glühbehandlungstemperatur 200 bis 550°C ist und eine Glühbehandlungszeit 1 bis 10 Stunden ist.

Die vorliegende Erfindung (6) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs nach (5) vor, bei dem das gussgewalzte Blech ferner eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (7) sieht das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs nach (5) oder (6) vor, bei dem das gussgewalzte Blech ferner eines oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (8) sieht einen Wärmetauscher mit einem Rohr, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, vor, bei dem
das Rohr unter Verwendung eines Wärmetauscherrohrmaterials ausgebildet ist, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist,
die Lamelle unter Verwendung eines Aluminiumlegierungsblechs ausgebildet ist, das aus einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist und eine Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht aufweist, und
eine durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche der Lamelle 370 µm oder mehr ist, und eine durchschnittliche Anzahl von Körnern in einer Blechdickenrichtung 1,5 Teile oder mehr ist.
Die vorliegende Erfindung (9) sieht den Wärmetauscher nach (8) vor, bei dem die Lamelle ferner eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (10) sieht den Wärmetauscher nach (8) oder (9) vor, bei dem die Lamelle ferner eines oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweist.
Die vorliegende Erfindung (11) sieht einen Wärmetauscher mit einem Rohr, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, vor, bei dem
der Wärmetauscher durch Kombinieren zumindest eines Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und eines Wärmetauscherlamellenmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und dann Erhitzen des sich ergebenden kombinierten Körpers zum Verbinden des Wärmetauscherrohrmaterials und des Wärmetauscherlamellenmaterials erhalten wird, und
das Wärmetauscherlamellenmaterial ein geformter Körper des Aluminiumlegierungsblechs nach einem von (1) bis (4) ist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Aluminiumlegierungsblech mit einer Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht, das ein Aluminiumlegierungsblech mit hoher Beständigkeit gegen Verformung während Wärmeverbindung ist, vorgesehen.
KURZE BESCHREIBUNG VON ZEICHNUNGEN

1 ist ein schematisches Phasendiagramm einer Al-Si-Legierung, die eine typische eutektische Binärphasenlegierung ist.
2 ist ein erläuterndes Diagramm, das einen Flüssigphasenausbildungsmechanismus in einer Aluminiumlegierung zum Ausbilden eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung bei Verbindung unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
3 ist ein erläuterndes Diagramm, das einen Flüssigphasenausbildungsmechanismus in einer Aluminiumlegierung zum Ausbilden eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung bei Verbindung unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung darstellt.
4 ist ein schematisches Phasendiagramm einer Al-Si-Legierung, die eine typische eutektische Binärphasenlegierung ist.
5 ist ein Diagramm zum Beschreiben eines Verfahrens zum Messen der durchschnittlichen Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach einem Erhitzungstest.
6 ist ein schematisches Diagramm eines Verformungsbeständigkeitstests.
7 ist ein Ergebnis eines Wärmeverbindungstests einer Probe bei Beispiel 1.

BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
Ein Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungsblech mit einer Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht, das aus
einer Aluminiumlegierung mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, bei dem
bei einem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr ist, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in einer Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr ist.
Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist Si, Fe und Mn als wesentliche Elemente auf. Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch die wesentlichen Elemente, optionale additive Elemente, die nach Bedarf hinzugefügt werden, und, als der Rest abgesehen von diesen, Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen ausgebildet.
Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch eine Aluminiumlegierung ausgebildet, mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Mit anderen Worten, das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch die Aluminiumlegierung ausgebildet.
Die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann ferner, als die optionalen additiven Elemente, eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger, V von 0,30 Masseprozent oder weniger, Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweisen. Die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann auch In von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sn von 0,10 Masseprozent oder weniger und Seltenerdelemente von 0,10 Masseprozent oder weniger als die optionalen additiven Elemente aufweisen.
Si ist ein Element, das eine Al-Si-basierte flüssige Phase zum Beitrag zu einer Verbindung ausbildet. Der Si-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist 1,50 bis 5,00 Masseprozent, bevorzugt 1,60 bis 3,50 Masseprozent, bevorzugter 2,00 bis 3,00 Masseprozent. Wenn der Si-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, kann eine ausreichende Menge flüssiger Phase ausgebildet werden, was zulässt, dass eine zufriedenstellende Verbindung erhalten wird, da die Menge blutender flüssiger Phase ausreichend ist, und auch nimmt die Materialfestigkeit während eines Erhitzens nicht zu sehr ab, was zulässt, dass das Material seine Form beibehält. Außerdem ist, wenn der Si-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb des oben beschriebenen Bereichs ist, die Temperaturdifferenz zwischen einem Solidus und einem Liquidus der Aluminiumlegierung größer, was eine längere Zeit dafür, dass eine Verfestigung während eines Gie-ßens nahe dem Zentrum der Blechdicke abgeschlossen wird, zur Folge hat. Infolgedessen werden gelöste Atome von nahe der Oberflächenschicht zu dem Zentrum abgegeben, und Zweitphasenpartikel liegen aufgrund der konzentrierteren gelösten Atome dicht vor, wodurch ein Kornwachstum in dem Zentrum der Blechdicke gehemmt wird. Somit nimmt während einer Wärmeverbindung die Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung zu, und eine Verformung aufgrund eines Korngrenzengleitens wird unterdrückt. Je dicker ein Blech ist und je höher eine Erhitzungstemperatur ist, umso größer ist die Menge der blutenden flüssigen Phase. Somit wird die Menge der flüssigen Phase, die während der Wärmeverbindung benötigt wird, entsprechend der Struktur oder den Abmessungen von Lamellen eines Wärmetauschers, der herzustellen ist, angepasst, und der Si-Gehalt in der Aluminiumlegierung und die Wärmeverbindungstemperatur werden entsprechend der Menge der flüssigen Phase, die während der Wärmeverbindung benötigt wird, angepasst. Falls der Si-Gehalt in der Aluminiumlegierung geringer als der oben beschriebene Bereich ist, kann eine ausreichende Menge flüssiger Phase nicht ausgebildet werden, was weniger blutende flüssige Phase und eine unvollständige Verbindung zur Folge hat. Falls der Si-Gehalt den oben beschriebenen Bereich überschreitet, nehmen Si-Partikel in dem Aluminiumlegierungsmaterial zu und nimmt die Menge der ausgebildeten flüssigen Phase zu, und somit nimmt die Materialfestigkeit während der Erhitzung signifikant ab, was es sehr schwierig macht, die Form als ein Lamellenmaterial beizubehalten.
Fe weist eine Wirkung zum Erhöhen der Festigkeit durch geringfügiges Auflösen in der Matrix in einem festen Zustand auf und weist auch eine Wirkung zum Verhindern einer Reduzierung der Festigkeit bei hoher Temperatur insbesondere durch Dispergieren als kristallisierte Substanzen oder Ausfällungen auf. Der Fe-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist 0,01 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masseprozent. Wenn der Fe-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher, und eine Reduzierung der Festigkeit bei hoher Temperatur kann verhindert werden. Falls der Fe-Gehalt in der Aluminiumlegierung geringer als dieser Bereich ist, ist nicht nur die oben beschriebene Wirkung klein, sondern nehmen auch Kosten aufgrund des Bedarfs, einen Barren mit höherer Reinheit zu verwenden, zu. Falls der Fe-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, werden grobe intermetallische Verbindung während eines Gießens ausgebildet, was Herstellungsprobleme verursacht, und eine Korrosionsbeständigkeit nimmt ab, wenn ein verbundener Körper einer korrosiven Umgebung (insbesondere einer korrosiven Umgebung, in der Flüssigkeit fließt) ausgesetzt wird, und außerdem werden neukristallisierte Körner durch Erhitzen während einer Verbindung feiner, was eine geringere Verformungsbeständigkeit zur Folge hat.
Mn löst sich während eines Gießens in der Aluminiummatrix in einem festen Zustand und fördert die Ausbildung Al-basierter intermetallischer Verbindungen mit äquivalenten Durchmessern von 0,01 bis 0,50 µm in dem anschließenden maschinellen Bearbeitungsprozess. Der Mn-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist 0,50 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,80 bis 1,50 Masseprozent. Wenn der Mn-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, liegen Al-basierte intermetallische Verbindung mit äquivalenten Durchmessern von 0,01 bis 0,50 µm in einer ausreichenden Menge vor, kann eine Pinning-Wirkung geeigneter Stärke erzielt werden, und wachsen lediglich begrenzte Körner, was grobe Körner zur Folge hat. Somit wird ein Korngrenzengleiten durch die groben Kölner unterdrückt, und eine Verformungsbeständigkeit nimmt zu. Falls der Mn-Gehalt in der Aluminiumlegierung geringer als der oben beschriebene Bereich ist, wird die oben beschriebene Wirkung nicht ausreichend erzielt und nimmt die Verformungsbeständigkeit ab. Falls der Mn-Gehalt den oben beschriebenen Bereich überschreitet, werden während eines Gießens grobe intermetallische Verbindungen ausgebildet, was Herstellungsprobleme verursacht.
Zusätzlich zu Si, Fe und Mn kann die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung, falls nötig, ferner eines oder zwei oder mehr aus Mg, Cu, Ni, Cr, Zr, Ti, V, Be, Sr, Bi, Na, Ca, Zn, In, Sn und Seltenerdelementen als die optionalen additiven Elemente enthalten.
Nach der Wärmeverbindung bildet Mg Mg₂Si aus, was ein Aushärten bewirkt und die Festigkeit erhöht. Somit ist Mg ein additives Element, das eine festigkeitserhöhende Wirkung aufweist. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Mg aufweist, ist der Mg-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 3,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 3,00 Masseprozent. Wenn der Mg-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher. Falls der Mg-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, reagiert Mg mit Flussmittel zum Ausbilden einer hochschmelzenden Verbindung, was die Verbindungsleistung signifikant reduziert. Bei der vorliegenden Erfindung umfasst, was Mg oder nicht nur Mg, sondern auch andere chemische Zusammensetzungen anbelangt, ein Gehalt, der ein vorbestimmter Gehalt oder weniger ist, einen Gehalt von 0 Masseprozent.
Cu ist ein additives Element, das sich in der Matrix in einem festen Zustand zum Erhöhen der Festigkeit löst. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Cu aufweist, ist der Cu-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 1,50 Prozent oder weniger nach Masse, bevorzugt 0,05 bis 1,50 Masseprozent. Wenn der Cu-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher. Falls der Cu-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, nimmt die Korrosionsbeständigkeit ab.
Ni kristallisiert oder fällt als eine intermetallische Verbindung aus und weist die Wirkung eines Erhöhens der Festigkeit nach Wärmeverbindung durch Dispersionsverfestigung auf. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Ni aufweist, ist der Ni-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 2,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 2,00 Masseprozent. Wenn der Ni-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher. Falls der Ni-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, werden grobe intermetallische Verbindungen leicht ausgebildet, was eine geringe Verarbeitbarkeit und geringe Eigenkorrosionsbeständigkeit zur Folge hat.
Cr erhöht die Festigkeit durch Festlösungsverfestigung und fällt auch Al-Cr-basierte intermetallische Verbindungen aus, die zum Vergrößern von Körnern nach Erhitzung wirken. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Cr aufweist, ist der Cr-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent. Wenn der Cr-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher. Falls der Cr-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, werden leicht grobe intermetallische Verbindungen ausgebildet und nimmt eine plastische Verarbeitbarkeit ab.
Zr fällt als eine Al-Zr-basierte intermetallische Verbindung aus und weist die Wirkung eines Erhöhens der Festigkeit nach Wärmeverbindung durch Dispersionsverfestigung auf. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Zr aufweist, ist der Zr-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent. Wenn der Zr-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher. Falls der Zr-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, werden leicht grobe intermetallische Verbindungen ausgebildet und nimmt eine plastische Verarbeitbarkeit ab.
Ti und V weisen die Wirkungen eines Erhöhens der Festigkeit durch Auflösen in der Matrix in einem festen Zustand auf und verhindern auch die Ausbreitung von Korrosion in der Blechdickenrichtung, indem sie in Schichten verteilt sind. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Ti aufweist, ist der Ti-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,30% oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent. Wenn die Aluminiumlegierung V aufweist, ist der V-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent. Wenn der Ti-Gehalt oder der V-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Festigkeit höher und kann die Ausbreitung von Korrosion in der Blechdickenrichtung verhindert werden. Falls der Ti-Gehalt oder der V-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, werden riesige kristallisierte Substanzen ausgebildet, die eine Formbarkeit und Korrosionsbeständigkeit verschlechtern.
Zn ist ein effektives Element zum Erhöhen einer Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Opferantikorrosionswirkung. Zn weist die Wirkung eines Festlegens des natürlichen Potenzials als weniger edel durch beinahe gleichmäßiges Auflösen in der Matrix in einem festen Zustand auf. Beispielsweise kann, wenn das Aluminiumlegierungsmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung für ein Lamellenmaterial verwendet wird, durch Festlegen des Potenzials davon als weniger edel, die Opferantikorrosionswirkung zum relativen Hemmen der Korrosion eines Rohres, das mit der Lamelle verbunden wird, vorgewiesen werden. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Zn aufweist, ist der Zn-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 6,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 6,00 Masseprozent, und besonders bevorzugt 0,10 bis 5,00 Masseprozent. Wenn der Zn-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb dieses Bereichs ist, ist die Korrosionsbeständigkeit höher. Falls der Zn-Gehalt in der Aluminiumlegierung diesen Bereich überschreitet, nimmt die Korrosionsrate übermäßig zu, was eine geringe Eigenkorrosionsbeständigkeit und eine geringe Opferantikorrosionswirkung zur Folge hat.
Be, Sr, Bi, Na und Ca können die Verbindungsleistung beispielsweise durch feines Dispergieren von Si-Partikeln und Erhöhen des Fließvermögens der flüssigen Phase erhöhen. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Be aufweist, ist der Be-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Sr aufweist, ist der Sr-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Bi aufweist, ist der Bi-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,30 Masseprozent. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Na aufweist, ist der Na-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent. Wenn die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Ca aufweist, ist der Ca-Gehalt in der Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung 0,05 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,05 Masseprozent. Wenn der Be-Gehalt, der Sr-Gehalt, der Bi-Gehalt, der Na-Gehalt oder der Ca-Gehalt in der Aluminiumlegierung innerhalb des oben beschriebenen entsprechenden Bereichs ist, ist die Verbindungsleistung höher. Falls der Be-Gehalt, der Sr-Gehalt, der Bi-Gehalt, der Na-Gehalt oder der Ca-Gehalt in der Aluminiumlegierung den oben beschriebenen Bereich überschreitet, können nachteilige Wirkungen, wie beispielsweise eine Reduzierung einer Korrosionsbeständigkeit, auftreten. Wenn die Aluminiumlegierung eines oder zwei oder mehr aus Be, Sr, Bi, Na und Ca aufweist, müssen die jeweiligen additiven Elemente alle innerhalb der oben beschriebenen Zusammensetzungsbereiche sein. Die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann auch In von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sn von 0,10 Masseprozent oder weniger und Seltenerdelemente von 0,10 Masseprozent oder weniger aufweisen.
Bei einem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der ein Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht, bevorzugt bei 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, ist die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm, und ist die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0 Teile. Mit anderen Worten, das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine derartige Metallstruktur auf, dass durch Erhitzen, bei dem die Temperatur von 300°C bis 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, das ein Erhitzen ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht, bevorzugt bei 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm ist, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0 Teile ist. Die Erfinder haben herausgefunden, dass es weniger wahrscheinlich ist, dass sich das Material des Aluminiumlegierungsblechs mit einer derartigen Metallstruktur, dass durch Erhitzen, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, das ein Erhitzen ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht, bevorzugt bei 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung in die oben beschriebenen Bereiche fallen, während einer Erhitzung bei Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht verformt.
Bei dem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der der Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, ist die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm. Bei einem Aluminiumlegierungsblech mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht werden Korngrenzenabschnitte während eines Erhitzens für die Wärmeverbindung geschmolzen, und somit werden, wenn die Körner klein sind, die Körner leicht an Korngrenzen zueinander versetzt, was eine Verformung verursacht. Somit ist es weniger wahrscheinlich, dass bei einem derartigen Aluminiumlegierungsblech, dass bei dem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der der Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest in den oben beschriebenen Bereich fällt, Körner während einer Wärmeverbindung zueinander versetzt werden. Somit ist die Verformungsbeständigkeit während einer Wärmeverbindung höher. Hierin wird die durchschnittliche Korngröße nach Erhitzung bestimmt, da es sehr schwierig ist, das durchschnittliche Korn während der Erhitzung zu betrachten. Die Obergrenze der oben beschriebenen durchschnittlichen Korngröße ist nicht auf einen bestimmten Wert beschränkt. Jedoch ist die Obergrenze der oben beschriebenen durchschnittlichen Korngröße etwa 1500 µm, was von Bedingungen zum Herstellen des Aluminiumlegierungsmaterials und Erhitzungsbedingungen während einer Wärmeverbindung abhängt.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche durch Betrachten einer Probe, die hochglanzpoliert und dann durch ein anodisches Oxidationsverfahren geätzt worden ist, unter einem optischen Mikroskop zum Erhalten eines Kornstrukturbetrachtungsbilds und dann Messen der durchschnittlichen Korngröße durch das Flächenmessverfahren bestimmt. Das Flächenmessverfahren hierin ist ein Verfahren zum Berechnen der durchschnittlichen Korngröße d durch Zeichnen eines rechtwinkligen Parallelepipeds einer bestimmten Größe auf dem Kornstrukturbetrachtungsbild, Zählen jedes von Körnern, die von dem rechtwinkligen Parallelepiped umfasst sind, als 1 und jedes von Körnern, die durch die Seiten des jeweiligen Rechtecks geschnitten werden, als 0,5, Messen der Anzahl von Körnern innerhalb des Rechtecks und auf dem Rechteck und Verwenden der folgenden Formel (1). $\begin{array}{l} Durchschnittliche Korngr \ddot{o} ße d (μ m) = ((Gesamtauswertungsfl \ddot{a} che (μ m^{2}) / Gesamtanzahl von \\ {K \ddot{o} rnern (Teile)))}^{0,5} \end{array}$
Bei der vorliegenden Erfindung ist die Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche eine Ebene senkrecht zu der Blechdickenrichtung.
Bei dem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der der Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, ist die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0 Teile. Bei einem Aluminiumlegierungsblech wird, je größer die Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung während einer Erhitzung für eine Wärmeverbindung ist, umso mehr verhindert, dass sich das Korngrenzengleiten, das durch Erhitzung verursacht wird, in der Blechdickenrichtung ausbreitet, und ist es umso weniger wahrscheinlich, dass das Material während eines Verbindens verformt wird. Somit wird bei einem derartigen Aluminiumlegierungsblech, dass bei dem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der der Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest in den oben beschriebenen Bereich fällt, die Ausbreitung des Korngrenzengleitens in der Blechdickenrichtung während einer Wärmeverbindung verhindert. Somit kann die Verformungsbeständigkeit während einer Wärmeverbindung erhöht werden. Hierin wird die Gesamtanzahl von Körnern nach Erhitzung bestimmt, da es sehr schwierig ist, Körner während des Erhitzens zu betrachten. Die Obergrenze der oben beschriebenen durchschnittlichen Anzahl von Körnern ist nicht auf einen bestimmten Wert beschränkt. Jedoch ist die Obergrenze der oben beschriebenen durchschnittlichen Anzahl von Körnern 10,0 Teile, was von Herstellungsbedingungen des Aluminiumlegierungsmaterials und Erhitzungsbedingungen während einer Wärmeverbindung abhängt.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung, wie in 5 dargestellt ist, durch Betrachten des Querschnitts eines Aluminiumlegierungsblechs nach einem Erhitzungstest unter einem optischen Mikroskop mit einem Gesichtsfeld von 2000 µm oder mehr zum Erhalten eines Kornstrukturbetrachtungsbilds, dann Zeichnen von Schnittebenenlinien durch die Blechdicke in Intervallen von 200 µm, Messen der Anzahlen von Körnern, die auf den Schnittebenenlinien vorliegen, und Mitteln der Anzahlen erhalten. Beispielsweise sind bei dem Beispiel, das in 5 dargestellt ist, 15 Schnittebenenlinien durch die Blechdicke in Intervallen von 200 µm gezeichnet, und die Gesamtanzahl von Körnern, die auf allen diesen Schnittebenenlinien vorliegen, ist 34 Teile. Somit ist die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung 34/15 = 2,3 Teile. 5 ist ein Bild dreier unterschiedlicher Querschnitte des Aluminiumlegierungsblechs nach dem Erhitzungstest, die mit dem optischen Mikroskop betrachtet werden.
Bei dem Erhitzungstest bei der vorliegenden Erfindung, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Rate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der der Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Rate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, wird eine Testprobe des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung in einer Atmosphäre eines Inertgases zunächst zum Erhöhen der Temperatur davon bis auf eine Haltetemperatur von 600±3°C erhitzt und dann für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten. Anschließend wird ein Erhitzungstest zum Abkühlen derselben auf eine Raumtemperatur durchgeführt, und dann werden die durchschnittliche Korngröße der Testprobe nach dem Erhitzungstest in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche und die durchschnittliche Anzahl von Körnern davon in der Blechdickenrichtung gemessen. Die Temperaturanstiegsbedingungen für den Erhitzungstest sind Bedingungen, bei denen die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und dann bis auf 600°C erhöht wird, die Bedingungen sind, bei denen die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Rate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht und von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht wird.
Die Dicke des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist bevorzugt 0,30 mm oder weniger. Die bevorzugte Blechdicke für ein Lamellenmaterial eines Wärmetauschers ist 0,30 mm oder weniger. Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine ausgezeichnete Verformungsbeständigkeit auf, selbst wenn die Blechdicke so klein wie 0,30 mm oder kleiner ist.
Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Aluminiumlegierungsblech mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht bei einer Temperatur, bei der der Flüssigphasenanteil 5,0% oder mehr und 35,0% oder weniger ist (Aluminiumlegierungsblech mit einer Einzelschichtwärmeverbindungsfunktion). Mit anderen Worten, das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Einzelschichthartlotblech.
Das Folgende beschreibt das Aluminiumlegierungsblech mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht (das nachfolgend auch als „Einzelschichthartlotblech“ bezeichnen wird) bei einer Temperatur, bei der der Flüssigphasenanteil 5,0% oder mehr und 35,0% oder weniger ist.
Das Einzelschichthartlotblech muss bei einer Temperatur, bei der das Verhältnis der Masse der flüssigen Phase, die in dem Aluminiumlegierungsmaterial ausgebildet ist, zu der Gesamtmasse des Aluminiumlegierungsmaterials (das nachfolgend als „Flüssigphasenanteil“ bezeichnet wird) 5% oder mehr und 35% oder weniger ist, verbunden werden. Falls der Flüssigphasenanteil 35% überschreitet, ist die Menge der flüssigen Phase, die ausgebildet wird, so groß, dass das Aluminiumlegierungsmaterial seine Form nicht beibehalten kann, was eine große Verformung zur Folge hat. Falls der Flüssigphasenanteil kleiner als 5% ist, wird die Verbindung schwierig. Der Flüssigphasenanteil ist bevorzugt 5 bis 30%, und der Flüssigphasenanteil ist bevorzugter 10 bis 20%.
Der Mechanismus einer Ausbildung der flüssigen Phase wird beschrieben. 1 stellt schematisch ein Phasendiagramm einer Al-Si-Legierung dar, die eine typische eutektische Binärphasenlegierung ist. Wenn ein Aluminiumlegierungsmaterial mit einer Si-Konzentration von c1 erhitzt wird, beginnt eine flüssige Phase bei einer Temperatur T1 nahe, aber über einer eutektischen Temperatur (Solidustemperatur) Te ausgebildet zu werden. Bei der eutektischen Temperatur Te oder weniger sind kristalline Ausfällungen in einer Matrix, die durch Korngrenzen unterteilt ist, verteilt, wie in 2(a) dargestellt ist. Wenn die flüssige Phase beginnt, in diesem Zustand ausgebildet zu werden, werden die Korngrenzen, bei denen die kristallinen Ausfällungen aufgrund einer Trennung in größerer Menge verteilt sind, zum Ausbilden flüssiger Phasen geschmolzen, wie in 2(b) dargestellt ist. Anschließend werden, wie in 2(c) dargestellt ist, die Umgebungen kristalliner Ausfällungspartikel und intermetallischer Verbindungen von Si, das eine Hauptzusatzelementzusammensetzung, die in der Matrix der Aluminiumlegierung dispergiert ist, in sphärischen Formen zum Ausbilden flüssiger Phasen geschmolzen. Außerdem lösen sich, wie in 2(d) dargestellt ist, diese sphärischen flüssigen Phasen, die in der Matrix ausgebildet sind, in einem festen Zustand aufgrund einer Grenzflächenenergie mit dem Ablauf von Zeit oder einem Anstieg einer Temperatur wieder in der Matrix und bewegen sich zu den Korngrenzen oder Oberflächen durch Diffusion in der festen Phase. Anschließend nimmt, wenn die Temperatur auf T2 ansteigt, wie in 1 dargestellt ist, die Menge flüssiger Phasen in dem Phasendiagramm zu. Wie in 1 dargestellt ist, beginnt, falls die Si-Konzentration des Aluminiumlegierungsmaterials c2 ist, was kleiner als die maximale Festlöslichkeitsgrenzkonzentration ist, eine flüssige Phase nahe, aber über einer Solidustemperatur Ts2, ausgebildet zu werden. Jedoch liegen anders als in dem Fall von c1 in der Struktur unmittelbar vor einem Schmelzen kristalline Ausfällungen nicht immer in der Matrix vor, wie in 3(a) dargestellt ist. In diesem Fall werden die Korngrenzen zunächst zum Ausbilden flüssiger Phasen geschmolzen, wie in 3(b) dargestellt ist, und dann beginnt eine flüssige Phase, an einer Stelle ausgebildet zu werden, wo die Konzentration löslicher Elemente in der Matrix lokal hoch ist, wie in 3(c) dargestellt ist. Wie in 3(d) dargestellt ist, lösen sich diese sphärischen flüssigen Phasen, die in der Matrix ausgebildet sind, in einem festen Zustand aufgrund einer Grenzflächenenergie mit dem Ablauf von Zeit oder einem Anstieg einer Temperatur wieder in der Matrix und bewegen sich zu den Korngrenzen oder Oberflächen durch Diffusion in der festen Phase, in derselben Weise wie in dem Fall von c1. Wenn die Temperatur auf T3 ansteigt, nimmt die Menge der flüssigen Phasen mehr als jene, die in dem Phasendiagramm dargestellt sind, zu. Somit nutzt das Verbinden bei der vorliegenden Erfindung die flüssige Phase, die durch lokales Schmelzen innerhalb des Einzelschichthartlotblechs ausgebildet wird (das Lamellenmaterial für einen Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung), was sowohl die Verbindung als auch Formerhaltung erzielen kann.
Ein Verhalten der Metallstruktur von der Ausbildung einer flüssigen Phase zu der Verbindung wird beschrieben. Ein Einzelschichthartlotblech, das eine flüssige Phase ausbildet, und ein gegenüberliegendes Aluminiumlegierungsmaterial, das mit diesem Blech zu verbinden ist, werden kombiniert, und diese werden bei einer Temperatur, bei der der Flüssigphasenanteil 5,0% oder mehr und 35,0% oder weniger ist, erhitzt. Wenn eine Verbindung mit einem Mikroskop betrachtet wird, füllt eine sehr kleine Menge flüssiger Phase, die auf einer Oberfläche des Einzelschichthartlotblechs während eines Verbindens ausgebildet wird, wie oben beschrieben wurde, einen Abstand zwischen dem Blech und dem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial mit einer Oxidbeschichtung, die beispielsweise durch die Wirkung von Flussmittel aufgebrochen worden ist. Anschließend bewegt sich die flüssige Phase nahe der Verbindungsgrenzfläche zwischen beiden Legierungsmaterialien in das gegenüberliegende Aluminiumlegierungsmaterial, und wachsen Körner der Festphasen-α-Phase in dem Einzelschichthartlotblech, das mit der Verbindungsgrenzfläche in Kontakt ist, dementsprechend in Richtung eines Inneren des gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterials. Dementsprechend wachsen auch Körner in dem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial in Richtung des Einzelschichthartlotblechs. Eine Struktur, bei der die Struktur des Einzelschichthartlotblechs in das gegenüberliegende Aluminiumlegierungsmaterial nahe der Verbindungsoberfläche eingebettet ist, wird für die Verbindung ausgebildet. Somit wird eine andere Metallstruktur als jene des Einzelschichthartlotblechs und des gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterials an der Verbindungsgrenzfläche nicht ausgebildet.
Dagegen wird, wenn ein Hartlotblech, auf das ein Hartlotzusatzmetall plattiert worden ist, verwendet und mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial durch Hartlöterhitzung verbunden wird, eine Kehle in einer Verbindung ausgebildet und tritt eine eutektische Struktur auf. Somit wird eine Verbindungstruktur ausgebildet, die sich von jener des Falles, bei dem das Einzelschichthartlotblech verwendet und mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial durch Hartlöterhitzung verbunden wird, unterscheidet. Mit anderen Worten, wenn ein Hartlotblech, auf das ein Hartlotzusatzmetall plattiert worden ist, verwendet und mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial durch Hartlöterhitzung verbunden wird, füllt das Flüssigphasenhartlotzusatzmetall die Verbindung, so dass eine Kehle ausgebildet wird. Somit wird eine eutektische Struktur, die von der Umgebung verschieden ist, in der Verbindung ausgebildet. Auch bei dem Schweißverfahren schmilzt der verbundene Abschnitt lokal, was eine Metallstruktur zur Folge hat, die von jener anderer Bereiche verschieden ist.
Somit ist, wenn das Einzelschichthartlotblech dazu verwendet wird, mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial wärmeverbunden zu werden, die Verbindungstruktur von jener des Falles, der ein Hartlotblech verwendet, auf dem ein Hartlotzusatzmetall plattiert worden ist, und des Falles eines Schweißens dahingehend verschieden, dass die Metallstruktur des verbundenen Abschnitts aus beiden zu verbindenden Materialien besteht oder ein Material aufweist, in das beide zu verbindenden Materialien integriert sind.
Aufgrund dieses Verbindungsverhaltens tritt, wenn ein Einzelschichthartlotblech dazu verwendet wird, mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial wärmeverbunden zu werden, beinahe keine Änderung hinsichtlich Form nahe des Verbindungsbereichs nach dem Verbindungsprozess auf. Mit anderen Worten, Formänderungen nach Verbindung, wie beispielsweise Wülste bei Schweißen und Kehlen bei Hartlöten, treten kaum auf, wenn das Einzelschichthartlotblech dazu verwendet wird, mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial wärmeverbunden zu werden. Nichtsdestotrotz kann eine Verbindung durch Metallverbindung sowie Schweißen und Hartlöten erzielt werden. Beispielsweise nimmt, wenn ein gezogener becherartiger Stapeltypwärmetauscher unter Verwendung eines Hartlotblechs, das mit einem Hartlotzusatzmetall plattiert ist (das Hartlotplattierungsverhältnis ist 5% auf jeder Seite), montiert wird, die Höhe des Stapeltypwärmetauschers nach Hartlöterhitzung um 5 bis 10% ab, da sich das geschmolzene Hartlotzusatzmetall an dem Verbindungsabschnitt sammelt. Somit muss diese Abnahme bei einer Produktgestaltung berücksichtigt werden. Dagegen sind, wenn ein Einzelschichthartlotblech dazu verwendet wird, mit einem gegenüberliegenden Aluminiumlegierungsmaterial wärmeverbunden zu werden, Abmessungsänderungen nach der Verbindung sehr klein, was eine Hochpräzisionsproduktgestaltung ermöglicht.
Bei der vorliegenden Erfindung ist es sehr schwierig, den tatsächlichen Flüssigphasenanteil während eines Erhitzens des Einzelschichthartlotblechs zu messen. Somit wird der Flüssigphasenanteil, der bei der vorliegenden Erfindung spezifiziert ist, durch Gleichgewichtsberechnung bestimmt. Insbesondere wird er basierend auf der chemischen Zusammensetzung und der maximal erreichten Temperatur während eines Erhitzens unter Verwendung thermodynamischer Gleichgewichtsberechnungssoftware, wie beispielsweise Thermo-Calc (eingetragene Marke), das durch die Thermo-Calc Software AG hergestellt wird, berechnet.
Die Beziehung zwischen dem Flüssigphasenanteil und der Temperatur wird in Bezug auf das Phasendiagramm, das in 4 dargestellt ist, beschrieben. 4 ist ein abgewandeltes Diagramm von 1. In 4 stellen eine Linie, die sich parallel zu der horizontalen Achse durch die Temperatur Te erstreckt (die nachfolgend als „Solidus 1“ bezeichnet wird), und eine Linie, die sich in Richtung der oberen linken Seite von dem linken Ende von Solidus 1 zu 660°C auf der vertikalen Achse erstreckt, während sie eine Grenze zu der α-Phase beschreibt (die nachfolgend als „Solidus 2“ bezeichnet wird), beide Solidi dar. Eine Linie, die sich in Richtung der unteren rechten Seite von 660°C auf der vertikalen Achse erstreckt und mit dem Solidus 1 in Kontakt ist (die nachfolgend als „Liquidus 1“ bezeichnet wird), und eine Linie, die sich in Richtung der oberen rechten Seite von dieser Kontaktposition erstreckt, während sie eine Grenze zu (Si + flüssige Phase) beschreibt, stellen beide Liquidi dar.
Es wird hier angenommen, dass P0 ein Punkt bei einer Temperatur T2 ist, eine Linie parallel zu der horizontalen Achse des Diagramms durch P0 gezeichnet ist, P1 ein Schnittpunkt mit dem Liquidus 1 ist, und P2 ein Schnittpunkt mit dem Solidus 2 ist. Eine Al-Si-Legierung mit einer Si-Konzentration von C1 ist bei der Temperatur T2 in einem Zustand, in dem die flüssige Phase und die feste Phase koexistieren, und die Si-Konzentration in der flüssigen Phase ist eine Konzentration C_P1 an dem Punkt P1, und die Si-Konzentration in der festen Phase ist eine Konzentration C_P2 an dem Punkt P2. Das Verhältnis der Masse der flüssigen Phase zu der Gesamtmasse bei der Temperatur T2, d.h. der Flüssigphasenanteil, ist ein Verhältnis der Länge eines Liniensegments P0 bis P2 zu der Länge eines Liniensegments P1 bis P2.
Wie oben beschrieben wurde, wird basierend auf den Phasendiagrammen einer Binärphasenlegierung, wie in 1 und 4 dargestellt ist, der Flüssigphasenanteil durch Zeichnen aus der chemischen Zusammensetzung und der Temperatur erhalten. Ähnlich kann selbst in einem ternären oder mehrzahligen Mehrkomponentensystem der Flüssigphasenanteil für das ternäre oder mehrzahlige Mehrkomponentensystem durch Zeichnen aus der chemischen Zusammensetzung und der Temperatur basierend auf einem Phasendiagramm erhalten werden. Obwohl es schwierig ist, ein Phasendiagramm eines ternären oder mehrzahligen Mehrkomponentensystems als ein einfaches X-Y-Ebenendiagramm darzustellen, wie in 4 dargestellt ist, kann der Flüssigphasenanteil durch Computerberechnung unter Verwendung der thermodynamischen Gleichgewichtsberechnungssoftware von Termo-Calc erhalten werden.
Das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann durch ein beliebiges Herstellungsverfahren hergestellt werden. Beispielsweise wird das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung bevorzugt durch ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung, das unten beschrieben wird, hergestellt.
Das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs, mit:

einem Gussschritt zum Gießen eines gussgewalzten Blechs einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind, durch Stranggusswalzen; und
einem Kaltwalzschritt zum zwei- oder mehrmaligen Kaltwalzen des gussgewalzten Blechs, bei dem
eine Glühbehandlung ein oder mehrere Male zwischen dem Gusschritt und vor einem letzten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt wird, und Glühbehandlungsbedingungen für alle Glühbehandlungen derart festgelegt sind, dass eine Glühbehandlungstemperatur 200 bis 550°C ist und eine Glühbehandlungszeit 1 bis 10 Stunden ist.

Das Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst zumindest den Gussschritt, den Kaltwalzschritt und die Glühbehandlung.
Der Gussschritt ist ein Schritt zum Gießen des gussgewalzten Blechs der Aluminiumlegierung mit einer vorbestimmten chemischen Zusammensetzung durch das Stranggusswalzen. Bei einem Stranggussverfahren ist die Abkühlungsrate während einer Verfestigung schnell, und somit ist es weniger wahrscheinlich, dass grobe Kristalle ausgebildet werden, und die Ausbildung Si-basierter intermetallischer Verbindungen mit äquivalenten Durchmessern von 5,0 bis 10 µm wird unterdrückt. Infolgedessen kann die Anzahl neukristallisierter Kerne reduziert werden, und somit wachsen lediglich bestimmte Körner und können grobe Körner erhalten werden. Außerdem ist bei dem Stranggussverfahren eine Differenz bei einer Abkühlungsrate in der Breitenrichtung kleiner und wird eine Zunahme hinsichtlich einer Konzentration aufgrund einer Abgabe löslicher Atome in der Breitenrichtung leicht einheitlicher als bei einem Direktabkühlungs-(DC-)Gussverfahren einer Wasserkühlung eines Barrens mit einer großen Dicke, und somit ist die Qualität des Aluminiumlegierungsmaterials stabil. Das Stranggussverfahren ist nicht auf ein spezielles beschränkt, sofern das Verfahren einen Plattenbarren stranggießen kann, wie beispielsweise ein Zwillingswalzenstranggusswalzen oder Zwillingsbandstrangguss. Das Zwillingswalzenstranggusswalzen ist ein Verfahren zum Zuführen geschmolzenen Aluminiums zu zwischen einem Paar wassergekühlter Walzen aus einer Schmelzmetalldüse, die aus einem hitzebeständigen Material ausgebildet ist, so dass dadurch eine dünne Platte stranggegossen und gewalzt wird, und der Hunter-Prozess, der 3C-Prozess und dergleichen sind als Beispiele dafür bekannt. Das Zwillingsbandstranggussverfahren ist ein Stranggussverfahren zum Zuführen eines geschmolzenen Metalls zu zwischen wassergekühlten sich drehenden Bändern, die vertikal gegenüberliegen, Verfestigen des geschmolzenen Metalls in einer Platte unter Kühlung von den Bandoberflächen, kontinuierliches Herausziehen der Platte von einer Seite der Bänder entgegengesetzt zu der Schmelzmetallzufuhrseite, und Wickeln der Platte in eine aufgerollte Form. Bei dem Zwillingswalzenstranggusswalzen ist die Abkühlungsrate während des Gießens so hoch wie mehrere Male bis mehrere hundert Male jene bei einem Halbstranggussverfahren. Beispielsweise ist die Abkühlungsrate bei dem Halbstranggussverfahren 0,5 bis 20°C/s, während die Abkühlungsrate bei dem Zwillingswalzenstranggusswalzen 100 bis 1000°C/s ist. Somit ist das Zwillingswalzenstranggusswalzen dadurch gekennzeichnet, dass dispergierte Partikel, die während des Gießens ausgebildet werden, mit höherer Dichte feiner verteilt sind, als bei dem Halbstranggussverfahren. Dies unterdrückt die Ausbildung grober Kristalle, was gröbere Körner während einer Erhitzung zum Verbinden zur Folge hat. Diese hohe Abkühlungsrate lässt auch zu, dass die Menge additiver Elemente, die sich in einem festen Zustand lösen, erhöht wird. Somit werden feine Ausfällungen durch anschließende Hitzebehandlung ausgebildet, was zu einer Kornvergröberung während der Erhitzung zum Verbinden beitragen kann.
Bei dem Gussschritt ist die Abkühlungsrate zum Gießen durch das Zwillingswalzenstranggusswalzen bevorzugt 100 bis 1000°C/s. Falls die Abkühlungsrate kleiner als 100°C/s ist, ist es schwierig, eine gewünschte Metallstruktur zu erhalten, und falls sie 1000°C/s überschreitet, ist eine stabile Herstellung schwierig. Die Geschwindigkeit des gewalzten Blechs zum Gießen durch das Zwillingswalzenstranggusswalzen ist bevorzugt 0,3 bis 3 m/min. Die Gussgeschwindigkeit weist einen Einfluss auf die Abkühlungsrate auf. Falls die Gussgeschwindigkeit kleiner als 0,3 m/min ist, wird die Verbindung grob, da die Abkühlungsrate nicht ausreichend ist, wie oben beschrieben wurde. Falls sie 3 m/min überschreitet, verfestigt sich das Aluminiummaterial während eines Gießens nicht ausreichend zwischen den Walzen, und ein normaler Plattenbarren kann nicht erhalten werden. Die Temperatur des geschmolzenen Metalls für das Gießen durch das Zwillingswalzenstranggusswalzverfahren ist bevorzugt 650 bis 800°C, bevorzugter 680 bis 750°C. Die Temperatur des geschmolzenen Metalls ist eine Temperatur eines Stoffauflaufs, der unmittelbar stromaufwärts der Schmelzmetallzufuhrdüse angeordnet ist. Falls die Temperatur des geschmolzenen Metalls kleiner als der oben beschriebene Bereich ist, werden dispergierte Partikel grober intermetallischer Verbindungen in der Schmelzmetallzufuhrdüse ausgebildet, und diese Partikel werden in den Barren gemischt, so dass dadurch ein Blechbruch während eines Kaltwalzens verursacht wird. Falls die Temperatur des geschmolzenen Metalls den oben beschriebenen Bereich überschreitet, verfestigt sich das Aluminiummaterial während des Gießens nicht ausreichend zwischen den Walzen, und ein normaler Plattenbarren kann nicht erhalten werden.
Die Dicke des Plattenbarrens, der durch das Zwillingswalzenstranggusswalzen zu gießen ist, ist bevorzugt 2 bis 10 mm, besonders bevorzugt 4 bis 8 mm. In diesem Dickenbereich ist die Verfestigungsrate in dem Zentrum der Plattendicke ebenfalls schnell, und kann eine einheitliche Struktur leicht erhalten werden. Falls die Dicke geringer als dieser Bereich ist, ist die Menge an Aluminium, das pro Einheitszeit durch eine Gussmaschine verläuft, klein, was es schwierig macht, das geschmolzene Metall in der Plattenbreitenrichtung stabil zuzuführen. Falls die Dicke diesen Bereich überschreitet, ist ein Winden durch die Walzen schwierig.
Bei dem Gussschritt wird das gussgewalzte Blech, das aus einer Aluminiumlegierung mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, bevorzugt 1,60 bis 3,50 Masseprozent, bevorzugter 2,00 bis 3,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,80 bis 1,50 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, gegossen. Das gussgewalzte Blech, das durch Durchführen des Gussschritts erhalten wird, kann, falls nötig, ferner als optionale additive Elemente eines oder zwei oder mehr aus: Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 6,00 Masseprozent, besonders bevorzugt 0,10 bis 5,00 Masseprozent; Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 3,00 Masseprozent; Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,50 Masseprozent; Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 2,00 Masseprozent; Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; V von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Bi von 0,30% oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,30 Masseprozent; Na von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,05 Masseprozent aufweisen. Das gussgewalzte Blech, das durch Durchführen des Gussschritts erhalten wird, kann In von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sn von 0,10 Masseprozent oder weniger und Seltenerdelemente von 0,10 Masseprozent oder weniger als optionale additive Elemente aufweisen, falls nötig. Bei dem Gussschritt wird das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung mit der oben beschriebenen chemischen Zusammensetzung vorbereitet, und das Stranggusswalzen wird unter Verwendung des geschmolzenen Metalls durchgeführt, wodurch die chemische Zusammensetzung des gussgewalzten Blechs auf die oben beschriebene chemische Zusammensetzung festgelegt werden kann.
Der Kaltwalzschritt ist ein Schritt zum Kaltwalzen des Gusses des gussgewalzten Blechs, das durch Durchführen des Gussschritts erhalten wird. Bei dem Kaltwalzschritt wird das Kaltwalzen zwei oder mehr Male durchgeführt. Mit anderen Worten, bei dem Kaltwalzschritt wird ein Kaltwalzendurchgang zwei oder mehr Male durchgeführt. Die Anzahl von Kaltwalzungen bei dem Kaltwalzschritt wird geeignet gewählt. Bei dem Kaltwalzschritt wird das Aluminiumlegierungsblech kaltgewalzt, bis die Dicke eines letztendlichen Blechs erhalten wird. Mit anderen Worten, die Dicke des Aluminiumlegierungsblechs nach dem letzten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt ist die Dicke des letztendlichen Blechs.
Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird eine Glühbehandlung ein oder mehr Male zwischen dem Gussschritt und vor dem letzten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt. Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung umfasst der Zeitpunkt zum Durchführen der Glühbehandlung Zeitpunkte: (1) nach Durchführen des Gussschritts und vor Durchführen des Kaltwalzschritts; und (2) zwischen einem Kaltwalzen und einem Kaltwalzen, wenn ein Kaltwalzen zwei oder mehr Male bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt wird. Bei einem oder beiden von (1) und (2) wird ein oder mehr Male, bevorzugt ein- bis dreimal, bevorzugter ein- bis zweimal eine Glühbehandlung durchgeführt. Wenn ein Kaltwalzen drei oder mehr Male bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt wird, gibt es zwei oder mehr Intervalle zwischen Kaltwalzungen, und in derartigen Fällen kann eine Glühbehandlung zwei oder mehr Male bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt werden. Die Glühbehandlung wird zum Erweichen des Aluminiumlegierungsblechs durchgeführt, so dass erleichtert wird, die gewünschte Festigkeit bei dem letzten Kaltwalzen zu erhalten. Diese Glühbehandlung kann die Größe und Dichte intermetallischer Verbindungen in dem Aluminiumlegierungsblech und die Menge additiver Elemente, die sich in einem festen Zustand darin lösen, optimal anpassen. Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird keine Glühbehandlung durchgeführt, nachdem das letzte Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt worden ist.
Als die Glühbehandlungsbedingungen bei der Glühbehandlung ist die Glühbehandlungstemperatur 200 bis 550°C, bevorzugt 250 bis 450°C, und ist die Glühbehandlungszeit 1 bis 10 Stunden. Mit anderen Worten, die Glühbehandlung bezieht eine Erhitzung bei einer Glühbehandlungstemperatur von 200 bis 550°C, bevorzugt 250 bis 450°C für eine Glühbehandlungszeit von 1 bis 10 Stunden ein. Falls die Glühbehandlungstemperatur geringer als dieser Bereich ist, wird das Aluminiumlegierungsblech nicht ausreichend erweicht, was eine hohe Zugfestigkeit vor einer Wärmeverbindung zur Folge hat. Eine hohe Zugfestigkeit vor einer Wärmeverbindung hat eine schlechte Formbarkeit zur Folge, was die Kernabmessungen verschlechtert, und folglich eine Lebensdauer verringert. Falls die Glühbehandlungstemperatur den oben beschriebenen Bereich überschreitet, wird eine Glühbehandlung bei einer übermäßigen Temperatur über der Erweichungstemperatur des Aluminiumlegierungsblechs durchgeführt, was ökonomisch nachteilig ist.
Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist die Gesamtreduzierung eines Kaltwalzens, das durchzuführen ist, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, bevorzugt 20 bis 50%, und besonders bevorzugt 25 bis 40%. Wenn die Gesamtreduzierung des Kaltwalzens, das durchzuführen ist, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, innerhalb dieses Bereichs ist, ist es leicht, das Aluminiumlegierungsblech mit „einer derartigen Metallstruktur, dass bei einem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der ein Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger, bevorzugt bei 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht, und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm ist, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0 Teile ist“, zu erhalten. Bei der vorliegenden Erfindung bezeichnet, wenn eine Glühbehandlung lediglich einmal durchgeführt wird, die letzte Glühbehandlung diese eine Glühbehandlung, und wenn eine Glühbehandlung zwei oder mehr Male durchgeführt wird, bezeichnet sie die Glühbehandlung, die ganz am Ende durchgeführt wird, unter diesen zwei oder mehr Glühbehandlungen. Die Gesamtreduzierung A (%) des Kaltwalzens, das durchzuführen ist, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, ist ein Wert, der durch die folgende Formel berechnet wird. $A (%) = ((B - C) / B) \times 100$

A: Gesamtreduzierung (%) eines Kaltwalzens, das durchzuführen ist, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist
B: Dicke des gewalzten Blechs, unmittelbar nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist
C: Dicke des gewalzten Blechs, nachdem das letzte Kaltwalzen durchgeführt worden ist

Wenn lediglich ein Kaltwalzen durchgeführt wird, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, ist die Dicke des gewalzten Blechs vor diesem Kaltwalzen B, und ist die Dicke des gewalzten Blechs nach dem Kaltwalzen C. Wenn eine Mehrzahl von Kaltwalzungen durchgeführt wird, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, ist die Dicke des gewalzten Blechs vor dem ersten Kaltwalzen unter den Kaltwalzungen, nachdem die letzte Glühbehandlung durchgeführt worden ist, B, und ist die Dicke des gewalzten Blechs nach dem letzten Kaltwalzen C.
Die Härte des Aluminiumlegierungsblechs, das durch Durchführen des Verfahrens zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird, kann O-Material sein oder kann H-Material sein. Wenn das Aluminiumlegierungsblech H1n-Material oder H2n-Material zu sein hat, ist das letzte Kaltwalzverhältnis 50% oder weniger, bevorzugt 5 bis 50%. Falls das letzte Kaltwalzverhältnis 50% überschreitet, werden während eines Erhitzens viele neukristallisierte Kerne ausgebildet, was eine feinere Korngröße nach Erhitzung zum Verbinden zur Folge hat. Falls das letzte Kaltwalzverhältnis kleiner als 5% ist, kann eine Herstellung im Wesentlichen schwierig sein.
Das Aluminiumlegierungsblech, das durch Durchführen des Verfahrens zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird, weist die Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht bei einer Temperatur, bei der der Flüssigphasenanteil 5,0% oder mehr und 35,0% oder weniger ist, auf.
Bei dem Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein gussgewalztes Blech bei dem Gussschritt durch Stranggusswalzen, bevorzugt durch das Zwillingswalzenstranggusswalzen, gegossen, wird eine Glühbehandlung ein oder mehr Male zwischen nach dem Gussschritt und Erhalten des letztendlichen Blechs durchgeführt, und sind die Glühbehandlungsbedingungen bei allen Glühbehandlungen derart festgelegt, dass die Glühbehandlungstemperatur 200 bis 550°C, bevorzugt 250 bis 450°C ist und die Glühbehandlungszeit 1 bis 10 Stunden ist, und bevorzugt ist die Gesamtreduzierung bei dem Kaltwalzen nach der letzten Glühbehandlung 20 bis 50%, bevorzugt 25 bis 40%. Dies ermöglicht eine Herstellung des Aluminiumlegierungsblechs mit „einer derartigen Metallstruktur, dass bei einem Erhitzungstest, bei dem die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, der ein Erhitzungstest ist, bei dem die Temperatur bevorzugt von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht, bevorzugt bei 45°C/min oder weniger erhöht, von 400°C auf 580°C in 8±3 Minuten erhöht, von 580°C auf die Haltetemperatur in 8±3 Minuten erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm ist, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0 Teile ist“.
In dem Fall einer Wärmeverbindung unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung wird das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung in einer vorbestimmten Form ausgebildet, weiter mit einem zu verbindenden gegenüberliegenden Material kombiniert und dann bei der Wärmeverbindungstemperatur zum Durchführen einer Wärmeverbindung erhitzt. Bei der Wärmeverbindung unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist die geeignete Wärmeverbindungstemperatur innerhalb eines Temperaturbereichs, in dem der Flüssigphasenanteil 5 bis 35% ist, und ist eine Zeit, für die der Flüssigphasenanteil bei 5% oder mehr gehalten wird, bevorzugt 30 bis 3600 Sekunden. Der Flüssigphasenanteil ist bevorzugt 5% oder mehr, da eine kleine Menge flüssiger Phase ein Verbinden erschweren kann. Falls der Flüssigphasenanteil 35% überschreitet, ist die Menge flüssiger Phase, die ausgebildet wird, zu groß und wird das Aluminiumlegierungsmaterial während einer Wärmeverbindung in hohem Maße verformt und kann seine Form nicht beibehalten. Falls die Zeit, für die der Flüssigphasenanteil 5% oder mehr ist, geringer als 30 Sekunden ist, kann die Verbindung nicht ausreichend mit flüssiger Phase gefüllt werden, und falls die Zeit 3600 Sekunden überschreitet, kann das Aluminiummaterial mehr verformt werden. Zum Erreichen dieser Bedingungen wird die Erhitzungstemperatur auf 580°C bis 640°C festgelegt und muss die Haltezeit bei der Erhitzungstemperatur lediglich auf 0 bis etwa 10 Minuten während einer Wärmeverbindung festgelegt werden. Hier bedeutet 0 Minuten, dass eine Abkühlung begonnen wird, sobald die Temperatur des Materials eine vorbestimmte Verbindungstemperatur erreicht. Als die Erhitzungsbedingungen für eine Wärmeverbindung können Bedingungen, die an einen geeigneten Bereich zum Erzielen eines ordentlichen Verbindungszustands ohne Verformung angepasst worden sind, verwendet werden. Eine Erhitzungsatmosphäre während einer Wärmeverbindung ist bevorzugt beispielsweise eine nichtoxidierende Atmosphäre, in der Luft durch Stickstoff, Argon oder dergleichen ersetzt ist. Wenn ein verbundener Körper bei Wärmeverbindung erhalten wird, kann eine noch bessere Verbindungsleistung durch Verwenden nichtkorrosiven Flussmittels erzielt werden. Außerdem kann bei der Wärmeverbindung die Verbindung durch Erhitzen in einem Vakuum oder unter reduziertem Druck durchgeführt werden.
Ein Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Wärmetauscher mit einem Rohr, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, bei dem
der Wärmetauscher durch Kombinieren zumindest eines Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und eines Wärmetauscherlamellenmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und dann Erhitzen des sich ergebenden kombinierten Körpers zum Verbinden des Wärmetauscherrohrmaterials und des Wärmetauscherlamellenmaterials erhalten wird, und
das Wärmetauscherlamellenmaterial ein ausgebildeter Körper des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ist.
Das Wärmetauscherrohrmaterial, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist nicht auf ein bestimmtes beschränkt, sofern es ein Aluminiumlegierungsmaterial ist, das herkömmlich als ein Wärmetauscherrohrmaterial, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, verwendet wird, das in einer rohrförmigen Form ausgebildet ist.
Die chemische Zusammensetzung der Aluminiumlegierung, die das Wärmetauscherrohrmaterial ausbildet, ist nicht auf eine bestimmte beschränkt, aber Beispiele für eine Aluminiumlegierung, die ein typisches Wärmetauscherrohrmaterial ausbildet, umfassen 1000-Serien- und 3000-Serien-Aluminium. Insbesondere umfassen die Beispiele reines Aluminium und eine Aluminiumlegierung mit, in Bezug auf das reine Aluminium, einem oder zwei oder mehr aus: Si von 0,60 Masseprozent oder weniger, Fe von 0,70 Masseprozent oder weniger; Cu von 0,70 Masseprozent oder weniger; und Mn von 2,00 Masseprozent oder weniger, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Das Wärmetauscherlamellenmaterial, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein ausgebildeter Körper des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung. Das Aluminiumlegierungsblech, das für das Wärmetauscherlamellenmaterial des Wärmetauschers gemäß der vorliegenden Erfindung zu verwenden ist, ist dasselbe wie das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung, das oben beschrieben wurde.
Der Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung wird durch Kombinieren zumindest des Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und des Wärmetauscherlamellenmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, zusätzlich zu ihnen, weiter Kombinieren notwendiger Komponenten, wie beispielsweise eines Sammelrohrs, eines Tanks und eines Verrohrungsmaterials, und Wärmeverbinden ihres kombinierten Körpers erhalten.
Die Erhitzungstemperatur während einer Wärmeverbindung des kombinierten Körpers wird abhängig von dem Si-Gehalt geeignet gewählt. Zusätzlich zu Si, weisen Zn und Cu ebenfalls einen Einfluss auf die Solidustemperatur auf. Somit wird, wenn das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung Zn und/oder Cu zusätzlich zu Si aufweist, die Erhitzungstemperatur während einer Wärmeverbindung des kombinierten Körpers abhängig von den Gehalten von Si und Zn und/oder Cu geeignet gewählt. Die Erhitzungstemperatur für eine Wärmeverbindung des kombinierten Körpers wird innerhalb eines Temperaturbereichs festgelegt, in dem der Flüssigphasenanteil des Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung 5 bis 35% ist, und die Zeit, für die der Flüssigphasenanteil bei 5% oder mehr gehalten wird, ist bevorzugt 30 bis 3600 Sekunden. Die Temperaturanstiegsrate während einer Wärmeverbindung des kombinierten Körpers ist nicht eindeutig spezifiziert und wird entsprechend einer Ofenstruktur und einer Produktgestaltung geeignet gewählt, aber ist im Allgemeinen 20 bis 300°C/min.
Mit anderen Worten, der Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist ein Wärmetauscher mit einem Rohrmaterial, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, bei dem
das Rohr unter Verwendung eines Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, ausgebildet ist,
die Lamelle unter Verwendung eines Aluminiumlegierungsblechs, das aus einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist und eine Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht aufweist, ausgebildet ist, und
die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche der Lamelle 370 µm oder mehr ist, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung 1,5 Teile oder mehr ist.
Der Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung wird unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht als das Lamellenmaterial und Verwendung des Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, als das gegenüberliegende Material erhalten.
Die Lamelle für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist unter Verwendung des Aluminiumlegierungsblechs mit der Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht ausgebildet. Beispielsweise ist die Lamelle für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung unter Verwendung des oben beschriebenen Aluminiumlegierungsblechs gemäß der vorliegenden Erfindung ausgebildet.
Die Aluminiumlegierung, die die Lamelle für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ausbildet, ist eine Aluminiumlegierung mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, bevorzugt 1,60 bis 3,50 Masseprozent, bevorzugter 2,00 bis 3,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,20 bis 1,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, bevorzugt 0,80 bis 1,50 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Die Aluminiumlegierung, die das Lamellenmaterial für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ausbildet, kann, falls nötig, ferner als optionale additive Elemente eines oder zwei oder mehr aus: Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 6,00 Masseprozent, besonders bevorzugt 0,10 bis 5,00 Masseprozent; Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 3,00 Masseprozent; Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 1,50 Masseprozent; Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, 0,05 bis 2,00 Masseprozent; Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; V von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,05 bis 0,30 Masseprozent; Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,30 Masseprozent; Na von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,05 Masseprozent aufweisen. Die Aluminiumlegierung für das Aluminiumlegierungsblech gemäß der vorliegenden Erfindung kann auch aufweisen: In von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Sn von 0,10% oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent; und Seltenerdelemente von 0,10 Masseprozent oder weniger, bevorzugt 0,0001 bis 0,10 Masseprozent.
Die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche der Lamelle für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ist 370 µm oder mehr, bevorzugt 370 bis 1500 µm, besonders bevorzugt 400 bis 1500 µm, und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung ist 1,5 Teile oder mehr, bevorzugt 1,5 bis 10,0. Wenn die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche einer Lamelle und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung innerhalb der oben beschriebenen Bereiche sind, kann ein Wärmetauscher erhalten werden, bei dem es aufgrund einer geringeren Verformung des Lamellenmaterials während einer Wärmeverbindung weniger wahrscheinlich ist, dass eine Verformung, eine Lamellenbiegung oder ein Lamellenschmelzen aufgrund eines Kontakts mit umgebenden Bauteilen auftritt.
Die Aluminiumlegierung, die das Rohr für den Wärmetauscher gemäß der vorliegenden Erfindung ausbildet, ist nicht auf eine bestimmte beschränkt, sofern sie eine Aluminiumlegierung ist, die herkömmlich als ein Rohr für einen Wärmetauscher, der aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, verwendet wird.
Die chemische Zusammensetzung der Aluminiumlegierung, die das Rohr ausbildet, ist nicht auf eine bestimmte beschränkt, aber Beispiele für eine Aluminiumlegierung, die ein typisches Wärmetauscherrohrmaterial ausbildet, umfassen 1000-Serien- und 3000-Serien-Aluminium. Insbesondere umfassen die Beispiele reines Aluminium und eine Aluminiumlegierung mit, in Bezug auf das reine Aluminium, einem oder zwei oder mehr aus: Si von 0,60 Masseprozent oder weniger, Fe von 0,70 Masseprozent oder weniger, Cu von 0,70 Masseprozent oder weniger, Mn von 2,00 Masseprozent oder weniger, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen sind.
Beispiele werden unten zum spezifischen Beschreiben der vorliegenden Erfindung angegeben, aber die vorliegende Erfindung ist nicht auf die Beispiele, die unten angegeben werden, beschränkt.
[Beispiele]
(Beispiele 1 bis 3, Vergleichsbeispiele 1 und 2)
Aluminiumlegierungen mit chemischen Zusammensetzungen A1 bis A2, die in Tabelle 1 angegeben sind, wurden zum Gießen gussgewalzter Bleche durch Zwillingswalzenstranggusswalzen verwendet. Bei den chemischen Zusammensetzungen in Tabelle 1 stellt „-“ dar, dass der Gehalt bei einer Erfassungsgrenze oder geringer ist, und umfasst „Rest“ unvermeidbare Verunreinigungen. Die Schmelzmetalltemperatur während eines Gießens durch das Zwillingswalzenstranggusswalzen war 650 bis 800°C, und die Dicke der gussgewalzten Bleche war 6 mm. Die Gussgeschwindigkeit war auf 700 mm/min festgelegt.
Anschließend wurden die sich ergebenden plattenartigen gussgewalzten Bleche bei 395°C für 2 Stunden glühbehandelt und dann auf die Dicken, die in Tabelle 2 angegeben sind, kaltgewalzt (nach dem ersten Kaltwalzen). Anschließend wurde eine Glühbehandlung bei 370°C für 2 Stunden durchgeführt, und dann wurden die sich ergebenden Bleche auf eine Dicke von 0,070 mm kaltgewalzt, wodurch Proben (letztendliche Bleche) erhalten wurden.
Bei Beispielen 1 bis 3 oben wurde der Kaltwalzschritt zweimal durchgeführt und wurde eine Glühbehandlung zweimal durchgeführt: nach dem Gussschritt; und zwischen dem ersten Kaltwalzen und dem zweiten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt.
(Vergleichsbeispiel 3)
Das gussgewalzte Blech der chemischen Zusammensetzung A3, die in Tabelle 1 angegeben ist, wurde durch das DC-Gussverfahren gegossen. Zu Beginn wurde ein Barren mit einer Dicke von 500 mm, einer Breite von 900 mm und einer Länge von 2900 mm gegossen. Die Geschwindigkeit wurde auf 50 mm/min festgelegt. Anschließend wurde der Barren, der durch das DC-Gussverfahren gegossen wurde, planbearbeitet, und dann wurde der Barren erhitzt und bei dieser Temperatur als ein Erhitzungs- und Halteschritt vor einem Warmwalzen gehalten. Anschließend wurde ein Warmwalzschritt durchgeführt. Bei dem Warmwalzschritt wurde das Blech auf eine Dicke von 2 mm gewalzt.
Das Blech wurde dann auf die Dicke, die in Tabelle 2 angegeben ist, kaltgewalzt (nach dem ersten Kaltwalzen). Anschließend wurde das gewalzte Material bei 370°C für 2 Stunden glühbehandelt, und wurde dann auf eine Dicke von 0,070 mm kaltgewalzt, wodurch eine Probe (letztendliches Blech) erhalten wurde.
Für jede der obigen Proben wurden die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer Walzrichtung und die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest gemessen. Ein Verformungsbeständigkeitstest wurde ebenfalls durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben.
<Erhitzungstest>
Die Proben wurden in einer Atmosphäre von Inertgas erhitzt, so dass die Temperatur davon von 300°C auf 400°C bei einer Temperaturanstiegsrate von 41°C/min, von 400°C auf 580°C in 7,2 Minuten, von 580°C auf 600°C in 7,4 Minuten und auf eine Haltetemperatur von 600±3°C erhöht wurde und dann für 4,7 Minuten bei 600±3°C gehalten wurde. Anschließend wurden sie auf Raumtemperatur abgekühlt, wodurch Testmaterialien nach dem Erhitzungstest erhalten wurden.
<Durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche>
Die Oberfläche jedes Testmaterials nach dem Erhitzungstest wurde hochglanzpoliert, durch ein anodisches Oxidationsverfahren geätzt und mit einem optischen Mikroskop (50-fache Vergrö-ßerung) zum Erhalten eines Kornstrukturbetrachtungsbilds betrachtet. Aus dem erhaltenen Kornstrukturbetrachtungsbild wurde die durchschnittliche Korngröße durch das Flächenmessverfahren gemessen. Insbesondere wurde ein Rechteck von 1,6 mm Länge und 2,0 mm Breite auf dem Kornstrukturbetrachtungsbild gezeichnet, wurden Körner, die dadurch umfasst waren, jeweils als 1 gezählt und wurden Körner, die durch die Seiten des Rechtecks geschnitten wurden, jeweils als 0,5 gezählt, und wurde die Anzahl von Körnern innerhalb des Rechtecks und auf dem Rechteck gemessen. Diese Messung wurde auf allen drei Ansichten des Testmaterials durchgeführt, die Körner wurden gemessen, und die durchschnittliche Korngröße d wurde unter Verwendung der folgenden Formel (1) berechnet. $\begin{array}{l} Durchschnittliche Korngr \ddot{o} ße d (μ m) = ((Gesamtauswertungsfl \ddot{a} che (μ m^{2}) / Gesamtanzahl von \\ {K \ddot{o} rnern (Teile)))}^{0,5} \end{array}$
<Durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung>
Jedes Testmaterial nach dem Erhitzungstest wurde in ein Harz eingebettet, derart hochglanzpoliert, dass ein Querschnitt davon freigelegt wurde, und durch das anodische Oxidationsverfahren geätzt. Die sich ergebende Probe wurde mit dem optischen Mikroskop bei 100-facher Vergrößerung zum Erhalten eines Kornstrukturbetrachtungsbilds eines Querschnitts entsprechend einer Länge von 3,6 mm betrachtet. Wie in 5 dargestellt ist, wurden Schnittebenenlinien in regelmäßigen Intervallen von 200 µm gezeichnet, wurde die Anzahl von Körnern, die auf den Schnittebenenlinien vorlag, gemessen, und wurde die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung unter Verwendung der folgenden Formel (2) gemessen. $\begin{array}{l} Durhschnittliche Anzahl von K \ddot{o} rnern (Teile) = Gesamtanzahl von K \ddot{o} rnern auf allen Schnitt - \\ ebenenlinien / Anzahl von Schnittebenenlinien \end{array}$
<Verformungsbeständigkeit>

6 ist ein schematisches Diagramm eines Verformungsbeständigkeitstests. Jede Probe wurde in ein Teil mit einer Breite von 16 mm und einer Länge von 80 mm geschnitten, und das geschnittene Teil wurde in einer Atmosphäre von Stickstoff auf 600°C erhitzt und für 3 Minuten gehalten, während es an einer Einspannvorrichtung derart befestigt war, dass die Überstandslänge davon 50 mm war. Das Ausmaß eines Herabhängens der Probe, nachdem sie gehalten wurde, wurde gemessen, es wurde als „◯“ bestimmt, falls es 45 mm oder weniger war, und es wurde als „×“ bestimmt, falls es 45 mm überschritt. [Tabelle 1]

Nr.	Chemische Zusammensetzung (Masse %)
Nr.	Si	Fe	Mn	Mg	Zn	Al
A1	2,50	0,20	1,10	-	1,50	Rest
A2	2,40	0,20	1,10	0,05	1,50	Rest
A3	2,40	0,20	1,20	-	1,40	Rest

[Tabelle 2]

		Beispiel 1	Beispiel 2	Beispiel 3	Vergleichsbeispiel 1	Vergleichsbeispiel 2	Vergleichsbeispiel 3
Legierung		A1	A2	A2	A2	A2	A3
	Gussverfahren	CC	CC	CC	CC	CC	DC
Erste Glühbehandlungsbedigungen
	Temperatur (°C)	395	395	395	395	395	-
	Zeit (Stunden)	2	2	2	2	2	-
Erstes Kaltwalzen
	Dicke nach Walzen (mm)	0,100	0,088	0,140	0,082	0,078	0,079
Zweite Glühbehandlungsbedingungen
	Temperatur (°C)	370	370	370	370	370	370
	Zeit (Stunden)	2	2	2	2	2	2
Zweites Kaltwalzen
	Dicken nach Walzen (mm)	0,070	0,070	0,070	0,070	0,070	0,070
	Reduzierung (%)	30	20	50	15	10	11
Durchschnittliche Korngröße (µm)		763	894	513	328	350	573
Anzahl durchschnittlicher Körner (Teile)		1,9	1,5	2,1	1,3	1,7	1,0
Verformungsbeständigkeitstest
	Ausmaß eines Herabhängens (mm)	35,0	41,1	36,5	50,0	49,7	47,7
	Bestimmung	◯	◯	◯	×	×	×

Gussverfahren CC: Zwillingswalzenstranggusswalzen
Gussverfahren DC: DC-Guss
Durchschnittliche Korngröße: durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach einem Erhitzungstest
Durchschnittliche Anzahl von Körnern: durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach einem Erhitzungstest
Wie man aus Tabelle 2 sehen kann, erfüllten bei Beispielen 1 bis 3 sowohl die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest als auch die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest die Anforderungen der vorliegenden Erfindung, und die Verformungsbeständigkeit war ausgezeichnet.
Dagegen versagten bei Vergleichsbeispiel 1 sowohl die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest als auch die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung, die Anforderungen der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, und die Verformungsbeständigkeit war inakzeptabel. Bei Vergleichsbeispiel 2 erfüllte die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung die Anforderung der vorliegenden Erfindung, aber die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche versagte, die Anforderungen der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, und die Verformungsbeständigkeit war inakzeptabel. Bei Vergleichsbeispiel 3 erfüllte die durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche die Anforderung der vorliegenden Erfindung, aber die durchschnittliche Anzahl von Körnern in der Blechdickenrichtung versagte, die Anforderungen der vorliegenden Erfindung zu erfüllen, und die Verformungsbeständigkeit war inakzeptabel.
(Wärmeverbindungstest)
Die Probe, die bei Beispiel 1 erhalten wurde, wurde mit einem A3003-Aluminiumlegierungs-O-Materialblech mit einer Dicke von 1 mm zum Vorbereiten eines kombinierten Körpers für einen Verbindungstest kombiniert.
Anschließend wurde der kombinierte Körper für den Verbindungstest in einer Atmosphäre von Inertgas derart erhitzt, dass die Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer Temperaturanstiegsrate von 56°C/min erhöht, von 400°C auf 580°C in 8,1 Minuten, von 580°C auf 600°C in 3,5 Minuten und auf eine Haltetemperatur von 600±3°C erhöht und dann für 4,7 Minuten bei 600±3°C gehalten wird. Der kombinierte Körper wurde dann auf Raumtemperatur abgekühlt und wärmeverbunden.
Die Verbindung des sich ergebenden verbundenen Körpers wurde mit dem optischen Mikroskop (100-fache Vergrößerung) betrachtet. Das Ergebnis ist in 7 angegeben.
Als das Ergebnis des Wärmeverbindungstests hatte die Probe, die bei Beispiel 1 erhalten wurde, die Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht. Der Si-Gehalt und der Zn-Gehalt in den Proben, die bei Beispielen 2 und 3 erhalten wurden, sind ähnlich jenen bei Beispiel 1, und somit wird angenommen, dass die Proben, die bei Beispielen 2 und 3 erhalten wurden, die Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht ähnlich der Probe, die bei Beispiel 1 erhalten wurde, aufweisen.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

JP 5436714 [0004]
JP 5345264 [0004]

Claims

Aluminiumlegierungsblech mit einer Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht, welches Aluminiumlegierungsblech aus einer Aluminiumlegierung mit: Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent; Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent; und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist, bei dem bei einem Erhitzungstest, bei dem eine Temperatur von 300°C auf 400°C bei einer durchschnittlichen Temperaturanstiegsrate von 60°C/min oder weniger erhöht und für 5±3 Minuten bei 600±3°C gehalten wird, eine durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche nach dem Erhitzungstest 370 µm oder mehr ist, und eine durchschnittliche Anzahl von Körnern in einer Blechdickenrichtung nach dem Erhitzungstest 1,5 Teile oder mehr ist.
Aluminiumlegierungsblech nach Anspruch 1, ferner mit einem oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger.
Aluminiumlegierungsblech nach Anspruch 1 oder 2, ferner mit einem oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger.
Aluminiumlegierungsblech nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem eine Blechdicke 0,30 mm oder weniger ist.
Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs, mit: einem Gussschritt zum Gießen eines gussgewalzten Blechs einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind, durch Stranggusswalzen; und einem Kaltwalzschritt zum zwei- oder mehrmaligen Kaltwalzen des gussgewalzten Blechs, bei dem eine Glühbehandlung ein oder mehrere Male zwischen nach dem Gussschritt und vor einem letzten Kaltwalzen bei dem Kaltwalzschritt durchgeführt wird, und Glühbehandlungsbedingungen für alle Glühbehandlungen derart festgelegt sind, dass eine Glühbehandlungstemperatur 200 bis 550°C ist und eine Glühbehandlungszeit 1 bis 10 Stunden ist.
Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs nach Anspruch 5, bei dem das gussgewalzte Blech ferner eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger aufweist.
Verfahren zum Herstellen eines Aluminiumlegierungsblechs nach Anspruch 5 oder 6, bei dem das gussgewalzte Blech ferner eines oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweist.
Wärmetauscher mit einem Rohr, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, bei dem das Rohr unter Verwendung eines Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, ausgebildet ist, die Lamelle unter Verwendung eines Aluminiumlegierungsblechs, das aus einer Aluminiumlegierung mit Si von 1,50 bis 5,00 Masseprozent, Fe von 0,01 bis 2,00 Masseprozent und Mn von 0,50 bis 2,00 Masseprozent, wobei der Rest A1 und unvermeidbare Verunreinigungen sind, ausgebildet ist und eine Funktion einer Wärmeverbindung in einer einzelnen Schicht aufweist, ausgebildet ist, und eine durchschnittliche Korngröße in einer Ebene parallel zu einer gewalzten Oberfläche der Lamelle 370 µm oder mehr ist und eine durchschnittliche Anzahl von Körnern in einer Blechdickenrichtung 1,5 Teile oder mehr ist.
Wärmetauscher nach Anspruch 8, bei dem die Lamelle ferner eines oder zwei oder mehr aus Zn von 6,00 Masseprozent oder weniger, Mg von 3,00 Masseprozent oder weniger, Cu von 1,50 Masseprozent oder weniger, Ni von 2,00 Masseprozent oder weniger, Cr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Zr von 0,30 Masseprozent oder weniger, Ti von 0,30 Masseprozent oder weniger und V von 0,30 Masseprozent oder weniger aufweist.
Wärmetauscher nach Anspruch 8 oder 9, bei dem die Lamelle ferner eines oder zwei oder mehr aus Be von 0,10 Masseprozent oder weniger, Sr von 0,10 Masseprozent oder weniger, Bi von 0,30 Masseprozent oder weniger, Na von 0,10 Masseprozent oder weniger und Ca von 0,05 Masseprozent oder weniger aufweist.
Wärmetauscher mit einem Rohr, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, durch das ein Arbeitsfluid strömt, und einer Lamelle, die aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, die metallisch mit dem Rohr verbunden ist, bei dem der Wärmetauscher durch Kombinieren zumindest eines Wärmetauscherrohrmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und eines Wärmetauscherlamellenmaterials, das aus einer Aluminiumlegierung ausgebildet ist, und dann Erhitzen des sich ergebenden kombinierten Körpers zum Verbinden des Wärmetauscherrohrmaterials und des Wärmetauscherlamellenmaterials erhalten wird, und das Wärmetauscherlamellenmaterial ein ausgebildeter Körper des Aluminiumlegierungsblechs nach einem der Ansprüche 1 bis 4 ist.