WO2013081021A2 - アルミニウム合金と銅合金との接合体及びその接合方法 - Google Patents

アルミニウム合金と銅合金との接合体及びその接合方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a joined body in which both members to be joined are joined using an aluminum alloy as one member to be joined and a copper alloy as the other member to be joined, and a joining method thereof.
  • the aluminum alloy includes pure aluminum
  • the copper alloy includes pure copper.
  • a joined body obtained by joining an aluminum alloy material and a copper alloy material is excellent in thermal conductivity and the like, it is used in a heat exchange device such as a finned tube heat exchanger or piping in a refrigeration circuit of a refrigeration air conditioner.
  • Patent Document 1 one of the aluminum tube and the copper tube is rotated in a contacted state, one of them is rotated, the oxide film on the aluminum surface is mechanically removed by friction on the contact surface, and the joint portion is melted and softened by frictional heat. The rotation is rapidly stopped and bonding is performed.
  • bonding is performed by sandwiching and heating an Al—Si brazing material between an aluminum fin and a copper plate in a state where nickel plating is applied to the copper side.
  • Patent Document 3 an aluminum tube and a copper tube are brought into contact with each other in the vicinity of 550 to 660 ° C. to melt the bonding interface by a mechanism of generating a eutectic melt from solid phase diffusion, thereby performing bonding (eutectic welding). Is going.
  • the present invention has good bondability and almost no deformation due to the flow of materials during bonding in a bonded body of an aluminum alloy material and a copper alloy material and its bonding method.
  • An object of the present invention is to provide a joined body of an aluminum alloy material and a copper alloy material joined by a highly reliable new method and a joining method thereof.
  • the present inventors pay attention to the metallographic characteristics of the aluminum alloy that is the member to be joined, and use the liquid phase generated when the aluminum alloy is heated for joining with the copper alloy material. A new joining method has been found and the present invention has been completed.
  • the member to be bonded contains Cu: 3.0 mass% to 8.0 mass% (hereinafter simply referred to as “%”) and Si: 0.1% to 10%, and consists of an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities.
  • % 3.0 mass% to 8.0 mass%
  • Si 0.1% to 10%
  • the one member to be joined includes Mg: 0.05% to 2.0%, Ni: 0.05% to 2.0%, and Zn: 0.05. It is characterized by being made of an aluminum alloy further containing one or more of% to 6.0%.
  • the aluminum alloy that is the one member to be joined is Mg: 0.5% or less
  • the flux is between the joining members. Bonding is performed in a non-oxidizing atmosphere in a coated state.
  • the aluminum alloy that is the one member to be joined is Mg: 0.2% to 2.
  • the ratio of the mass of the liquid phase generated in the aluminum alloy to the total mass of the aluminum alloy that is one of the members to be joined is 5% or more and 35% or less It is characterized by bonding in a sex atmosphere.
  • the ratio of the mass of the liquid phase generated in the aluminum alloy to the total mass of the aluminum alloy is 5%.
  • the above time is 30 seconds or more and 3600 seconds or less.
  • the maximum stress generated in the aluminum alloy as one member to be joined is P (kPa), and the aluminum relative to the total mass of the aluminum alloy
  • the ratio of the mass of the liquid phase produced in the alloy is V (%)
  • the joining is performed under the condition satisfying P ⁇ 460-12V.
  • the joining method of the aluminum alloy and the copper alloy according to the present invention is performed by utilizing a slight liquid phase generated inside the aluminum alloy to be joined.
  • joining of an aluminum alloy and a copper alloy is made possible by highly reliable metal bonding.
  • the member to be joined itself does not flow greatly due to melting and does not use a solder material, a brazing material, a solubilizing material, or the like, a dimensional change due to joining is small, and a shape change hardly occurs.
  • good joining can be performed without clogging the flow paths due to inflow or deformation of the liquid phase.
  • the present invention is similar to the diffusion bonding in that the deformation due to bonding is small and simultaneous multi-point bonding is possible. However, compared to the diffusion bonding, no pressure is required, and the time required for bonding can be shortened. Even if it is joining of the aluminum alloy material which does not contain, there exists an advantage that the special process for the cleaning process of a joint surface is not required.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a phase diagram of an Al—Si alloy as a binary eutectic alloy. It is explanatory drawing which shows the production
  • a predetermined amount of liquid phase generated during heating of an aluminum alloy that is one member to be joined is used for joining with a copper alloy that is the other member to be joined. Therefore, first, the formation mechanism of the liquid phase will be described using an Al—Si alloy which is a binary eutectic alloy.
  • the joining using the liquid phase generated by the aluminum alloy is referred to as “seeding joining”.
  • FIG. 1 schematically shows a phase diagram of an Al—Si alloy which is a typical binary eutectic alloy.
  • an aluminum alloy having a Si concentration of c1 is heated, generation of a liquid phase starts at a temperature T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • Te eutectic temperature
  • FIG. 2A crystal precipitates are distributed in the matrix divided by the grain boundaries.
  • FIG. 2B shows the crystal grain boundary with a large segregation of the crystal precipitate distribution melts to become a liquid phase.
  • the periphery of the Si crystal precipitate particles and intermetallic compounds which are the main additive element components dispersed in the matrix of the aluminum alloy, melts into a spherical shape to form a liquid phase.
  • this spherical liquid phase generated in the matrix is re-dissolved in the matrix with the passage of time and temperature due to the interfacial energy, and the grain boundary and the surface are diffused by the solid phase diffusion. Move to.
  • FIG. 1 when the temperature rises to T2, the liquid phase amount increases from the state diagram.
  • the seepage joining of the present invention utilizes a liquid phase generated by local melting inside the aluminum alloy. And it can implement
  • the copper alloy material that is the other member to be joined in the present invention needs to be below the solidus temperature at the heating temperature. When the copper alloy material exceeds the solidus temperature, the copper alloy material starts to melt, reacts with the aluminum alloy in the vicinity of the joint interface, and the liquid phase generation rapidly accelerates in the vicinity of the joint interface. This is because the shape may not be maintained.
  • A. Component Cu of aluminum alloy material 3.0% to 8.0% When the content of Cu in the aluminum alloy is less than 3.0%, there is no sufficient liquid phase oozing and bonding is incomplete. On the other hand, if the Cu content exceeds 8.0%, the amount of Al—Cu compound in the aluminum alloy increases and the amount of liquid phase generated increases, so that the material strength during heating decreases extremely. It becomes difficult to maintain the shape of the structure. On the other hand, if it exceeds 8.0%, rolling may be difficult and materials may not be produced. Therefore, the content of Cu in the aluminum alloy material in the present invention is set to 3.0 to 8.0%. The amount of liquid phase that oozes out increases as the plate thickness increases and the heating temperature increases, but the amount of liquid phase required during heating depends on the shape of the structure. It is desirable to adjust the bonding conditions (temperature, time, etc.).
  • Si 0.1% to 10%
  • the Si content of the aluminum alloy is less than 0.1%, there is no sufficient liquid phase oozing and bonding is incomplete.
  • the Si content exceeds 10.0%, the amount of Si particles in the aluminum alloy material increases and the amount of liquid phase generated increases, so that the material strength during heating decreases extremely, and the structure It becomes difficult to maintain the shape.
  • the content of Si in the aluminum alloy in the present invention is 0.1% to 10%.
  • the amount of liquid phase that oozes out increases as the plate thickness increases and the heating temperature increases, but the amount of liquid phase required during heating depends on the shape of the structure. It is desirable to adjust the joining conditions (temperature, time, etc.).
  • the amounts of Cu and Si may be specified, but other elements can be added alone or in combination to improve the bondability. Each selective additive element is described below.
  • one or more of Mg, Zn and Ni may be further added in a predetermined amount.
  • Mg 0.05% to 2.0% Mg can lower the solidus temperature of the alloy and enables reliable bonding at lower temperatures. This effect is hardly obtained when the Mg content is less than 0.05%. Moreover, when it exceeds 2.0%, rolling becomes difficult and there is a possibility that the material cannot be manufactured. Therefore, Mg is preferably added in an amount of 0.05% to 2.0%. A more preferable amount of Mg is 0.1% to 1.0%.
  • Zn 0.05% to 6.0%
  • Zn can lower the solidus temperature of the alloy and enables reliable bonding at lower temperatures. This effect is hardly obtained when the Zn content is less than 0.05%. On the other hand, if it exceeds 6.0%, rolling becomes difficult and the material may not be produced. Accordingly, Zn is preferably added in an amount of 0.05% to 6.0%. A more preferable Zn addition amount is 0.5% to 2.0%.
  • Ni 0.05% to 2.0% Ni can lower the solidus temperature of the alloy and enables reliable bonding at lower temperatures. This effect is hardly obtained when the Ni addition amount is less than 0.05%. Moreover, when it exceeds 2.0%, an intermetallic compound may produce
  • the following predetermined amounts of elements may be added alone or in combination.
  • Fe 0.1% to 2.0%
  • the amount of Fe added is preferably in the range of 0.1% to 2.0% in view of strength and ease of manufacture.
  • Mn 0.1% to 2.0% Mn forms an Al—Mn—Si intermetallic compound with Si and acts as dispersion strengthening, or has an effect of improving the strength by solid solution strengthening by solid solution in the aluminum matrix.
  • the amount of Mn added is preferably in the range of 0.1% to 2.0% in view of strength and ease of manufacture.
  • Ti 0.01% to 0.3%
  • V 0.01% to 0.3%
  • the addition amount of Ti and V is preferably in the range of 0.01% to 0.3% in view of strength and ease of manufacture.
  • Cr 0.05% to 0.3% Cr improves strength by solid solution strengthening, and Al—Cr-based intermetallic compounds are precipitated, which acts on coarsening of crystal grains after heating.
  • the amount of Cr added is preferably in the range of 0.05% to 0.3% from the standpoint of strength and ease of manufacture.
  • In and Sn have an effect of adding a sacrificial anodic action.
  • the addition amount of In and Sn is preferably in the range of 0.05% to 0.3% from the viewpoint of corrosion resistance and ease of manufacture.
  • Be: 0.0001% to 0.1%, Sr: 0.0001% to 0.1%, Bi: 0.0001% to 0.1%, Na: 0.0001% to 0% 1%, Ca: 0.0001% to 0.05%, or two or more of these elements may be added, but these trace elements are bonded by finely dispersing Si particles, improving fluidity of the liquid phase, etc. Can improve sex.
  • all of the added components are within the above-described component ranges from the balance of corrosion resistance and ease of manufacture. It is preferable.
  • the liquid phase ratio defined in the present invention is usually based on this principle (level) based on the alloy composition and the maximum temperature achieved using an equilibrium diagram. rule).
  • the liquid phase ratio can be determined using the phase diagram using the phase diagram.
  • the liquid phase ratio is obtained using equilibrium calculation phase diagram software.
  • the equilibrium calculation phase diagram software incorporates a technique for determining the liquid phase ratio based on the lever principle using the alloy composition and temperature.
  • the equilibrium calculation phase diagram software includes Thermo-Calc; manufactured by Thermo-Calc Software AB.
  • a flux is applied to at least the joint portion in order to destroy the oxide film.
  • the flux is fluoride flux such as KAlF 4 , K 2 AlF 5 , K 2 AlF 5 .H 2 O, K 3 AlF 6 , AlF 3 , KZnF 3 , K 2 SiF 6 used for brazing of aluminum alloys, Cs Cesium flux such as 3 AlF 6 , CsAlF 4 .2H 2 O, Cs 2 AlF 5 .H 2 O, or chloride flux such as KCl, NaCl, LiCl, ZnCl 2 is used. These fluxes melt before the liquid phase melts or reaches the joining temperature in the seepage joining, and react with the oxide film to destroy the oxide film.
  • bonding is performed in a non-oxidizing atmosphere such as nitrogen gas or argon gas.
  • a fluoride-based flux is used, bonding is preferably performed in a non-oxidizing gas atmosphere in which the oxygen concentration is suppressed to 250 ppm or less and the dew point is suppressed to ⁇ 25 ° C. or less.
  • the exudation joining method according to the present invention can perform reliable joining while minimizing the deformation of the members to be joined by the basic configuration described above.
  • preferable joining is obtained by appropriately setting the joining time, the stress applied to both the joined members, and the heating temperature during joining as the joining conditions in consideration of maintaining the shape of the joined members. be able to.
  • joining time is the time during which the liquid phase ratio in an aluminum alloy, which is one member to be joined that produces a liquid phase, is 5% or more. And this joining time is preferably within 3600 seconds. When it is within 3600 seconds, a joined body with little shape change from before joining can be obtained, and when within 1800 seconds, a precise joined body with further less shape change can be obtained.
  • the joining time is preferably 30 seconds or longer. If it is 30 seconds or more, a bonded body reliably bonded can be obtained, and if it is 60 seconds, a bonded body bonded more reliably can be obtained.
  • the stress generated in each part in each member to be joined is obtained from the shape and the load.
  • This stress can be calculated using, for example, a structure calculation program.
  • P (kPa) is the maximum stress (maximum stress) among the stresses generated in each part of the bonded member that generates a liquid phase during bonding, and the liquid phase ratio of the aluminum alloy that is the bonded member
  • V V
  • the value shown on the right side of this equation is the critical stress, and if a stress exceeding this is applied to the member to be joined that generates a liquid phase, large deformation occurs in the member to be joined even if the liquid phase ratio is within 35%. There is a fear.
  • Heating temperature at the time of bonding when the heating temperature at the time of bonding is 548 ° C. or higher, the member to be bonded may be deformed due to the eutectic reaction between the aluminum alloy and the copper alloy.
  • the heating temperature at the time of joining the alloy is preferably less than 548 ° C.
  • Table 1 shows the composition of the aluminum alloy material used as one of the materials to be joined. After preparing the alloy ingot shown in Table 1, a rolled plate having a thickness of 2 mm was obtained by hot rolling and cold rolling. The rolled plate was subjected to a leveler and then annealed at 380 ° C. for 2 hours to obtain a rolled plate sample.
  • Table 2 shows the composition of the copper alloy material used as the other member to be joined. After preparing the alloy ingot shown in Table 2, a rolled plate having a thickness of 3 mm was obtained by hot rolling and cold rolling.
  • a joining test was performed to evaluate the joining rate and the deformation rate.
  • this joining test first, two plates having a width of 20 mm and a length of 50 mm are cut out from the rolled plate sample, the respective end surfaces are smoothed by milling, and the aluminum alloy is used as the upper plate and the copper alloy is used as the lower plate.
  • a reverse T-shaped joining test piece shown in FIG. 4 was produced.
  • Table 3 shows combinations of the upper and lower plates of each test piece. A cesium fluoride-based or chloride-based flux was applied to the bonding surface of the bonding test piece, or no flux was applied. Table 3 shows the presence and type of flux application.
  • Cs is a cesium fluoride-based flux (CsAlF 4 )
  • Cl is a chloride-based flux (containing 40 mass% or more of ZnCl 2 , and other components are NaCl—KCl—LiCl—LiF).
  • - Indicates that the flux was not applied.
  • the test piece is heated to a predetermined temperature in a nitrogen atmosphere, an argon atmosphere or a vacuum atmosphere and held at that temperature (joining temperature shown in Table 3) for a predetermined time, and then naturally in a furnace. Cooled down.
  • the nitrogen atmosphere and the argon atmosphere were controlled at an oxygen concentration of 100 ppm or less and a dew point of ⁇ 45 ° C. or less.
  • the vacuum atmosphere was controlled at 10 ⁇ 5 torr. In any atmosphere, the heating rate was 10 ° C./min at 500 ° C. or higher.
  • a joining rate, a deformation rate, and comprehensive evaluation were evaluated as follows.
  • the joining rate was calculated
  • the maximum stress P is applied to the base of the protruding portion.
  • the maximum stress P applied to the test piece in this test was 31 kPa as a result of calculation by assigning a numerical value to the above equation. Such stress P is the same also in the second embodiment described later.
  • the test piece was heated to a predetermined temperature in the atmosphere shown in Table 3 and held at that temperature (joining temperature shown in the same table) for a predetermined time shown in the same table, and then naturally cooled in a furnace.
  • the nitrogen atmosphere and the argon atmosphere were controlled at an oxygen concentration of 100 ppm or less and a dew point of ⁇ 45 ° C. or less.
  • the vacuum atmosphere was controlled at 10 ⁇ 5 torr. In any atmosphere, the heating rate was 10 ° C./min at 500 ° C. or higher.
  • the deformation rate was determined from the test piece after heating as follows. As shown in FIG. 5 (b), the amount of droop of the test piece after heating was measured. Using the protrusion length (20 mm), the deformation rate (%) deformation rate was calculated by ⁇ hang amount (mm) / 20 (mm) ⁇ ⁇ 100. Deformation rates of 50% or less were evaluated as ⁇ , over 50% and 70% or less as ⁇ , over 70% and 80% or less as ⁇ , and over 80% as x.
  • Examples 50 to 64, Reference Examples 1 to 4 Here, a sag test was performed to evaluate the stress P that the bonded member can withstand during heating.
  • conditions alloys, heating conditions
  • the comprehensive evaluation are selected, and only the deformation rate of the aluminum alloy is evaluated in more detail.
  • the test piece the aluminum alloy shown in Table 1 was selected and used.
  • the test piece had a plate thickness of 1 mm, a width of 15 mm, and a length of 60 mm.
  • the protruding length of this test piece was changed to 20 to 50 mm, and the sag test jig shown in FIG. 5A was attached and set.
  • the concrete test method was that the test piece was heated to a predetermined temperature in a nitrogen atmosphere and held at that temperature for 180 seconds, and then naturally cooled in a furnace.
  • the nitrogen atmosphere was controlled at an oxygen concentration of 100 ppm or less and a dew point of ⁇ 45 ° C. or less.
  • the heating rate was 10 ° C./min at 500 ° C. or higher.
  • the deformation rate was determined from the test piece after heating as follows. As shown in FIG. 5 (b), the amount of droop of the test piece after heating was measured. Using each protrusion length, the deformation rate (%) was calculated by ⁇ the amount of droop (mm) / the protrusion length (mm) ⁇ ⁇ 100. A deformation rate of less than 50% was evaluated as ⁇ , 50% or more and less than 70% as ⁇ , and 70% or more as x. ⁇ and ⁇ were accepted, and x was rejected. Deformation rate, protrusion length, stress and critical stress are shown in Table 4 together with heating conditions (heating temperature, liquid phase rate, holding time at heating temperature).
  • the stress P was not more than the critical stress (460-12 V) with the liquid phase ratio being V (%).
  • the amount of sag was less than 70% with respect to the protruding length, and a good deformation rate was obtained.
  • the stress P was larger than the critical stress (460-12V).
  • the drooping amount was 70% or more with respect to the protruding length, and the deformation rate was large.
  • the present invention is a joined body of an aluminum alloy material and a copper alloy material joined by a highly reliable new method with good joining properties and almost no deformation due to joining, and its joining method, and has industrial value. large. According to the present invention, it is possible to efficiently manufacture members / parts having features such as having many joints and having a complicated shape, for example, a fin tube type heat exchanger in a refrigeration circuit of a refrigeration air conditioner, It is useful for joined bodies such as heat exchange devices such as piping.

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Abstract

【課題】アルミニウム合金と銅合金との接合体及びその接合方法について、良好な接合性と接合時の材料変形の少ない、信頼性の高い新規な方法で接合された接合体及びその接合方法を提供する。 【解決手段】アルミニウム合金を一方の被接合部材とし、銅合金を他方の被接合部材として、前記一方の被接合部材と他方の被接合部材が金属的に接合された接合体であって、前記一方の被接合部材はＣｕ：３．０ｍａｓｓ％～８．０ｍａｓｓ％及びＳｉ：０．１ｍａｓｓ％～１０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｃｕ濃度をＣ（ｍａｓｓ％）、Ｓｉ濃度をＳ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｃ＋２．４×Ｓ≧７．８を満たし、前記他方の被接合部材は前記一方の被接合部材よりも固相線温度が高い銅合金であることを特徴とするアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体、ならびに、その接合方法。

Description

アルミニウム合金と銅合金との接合体及びその接合方法
　本発明は、アルミニウム合金を一方の被接合部材とし、銅合金を他方の被接合部材として、両被接合部材を接合せしめた接合体と、その接合方法に関する。なお、本発明においては、アルミニウム合金には純アルミニウムも含まれるものとし、銅合金には純銅も含まれるものとする。
　アルミニウム合金材と銅合金材を接合せしめた接合体は、熱伝導性などに優れることから冷凍空調装置の冷凍回路におけるフィンチューブ型熱交換器や配管などの熱交換装置などに用いられている。
　アルミニウム合金材と銅合金材を接合する方法に関しては、摩擦圧接、拡散接合、爆着、ろう付接合等、様々な接合方法が検討されている。
　特許文献１では、アルミニウム管と銅管を接触加圧させた状態で、一方を回転させ、接触面の摩擦によりアルミニウム表面の酸化皮膜を機械的に除去し、さらに摩擦熱により接合部位を溶融軟化させ、急速に回転を停止させ接合を行っている。
　また、特許文献２では、銅側にニッケルメッキを施した状態でアルミニウムフィンと銅プレートの間にＡｌ－Ｓｉ系ろう材を挟み加熱することで接合を行っている。
　また、特許文献３では５５０～６６０℃ 近傍でアルミニウム管と銅管を接触させることにより、固相拡散から共晶融液を生成するというメカニズムで接合界面を合金溶融させ接合（共晶溶着）を行っている。
特開昭５２－０４８５４２号公報 特開２００２－３６１４０８号公報 特開平０９－０８５４６７号公報
　アルミニウム合金材と銅合金材を接合する方法は上記の通り様々あるが、摩擦圧接などの固相接合法では、接合体の形状、寸法に制限があり、複雑な形状の接合が困難であった。一方、ろう付や共晶溶着などは、被接合材の自由度が大きいことから複雑な形状の接合も可能である。しかし、ろう付は液相の流動が大きいため、微細な流路等がろうで埋められてしまうことがあり、また、ろう材の作製や塗布にコストがかかっていた。また、共晶溶着では共晶反応により被接合材が変形する可能性があった。
　本発明は、上述のような従来技術の問題点に鑑み、アルミニウム合金材と銅合金材との接合体及びその接合方法において、良好な接合性と、接合時の材料の流動による変形が殆どない、信頼性の高い新規な方法で接合されたアルミニウム合金材と銅合金材の接合体及びその接合方法の提供を目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、被接合部材であるアルミニウム合金の金属組織学上の特性に着目し、アルミニウム合金を加熱する際に生成する液相を銅合金材との接合に利用する新規な接合方法を見出し、本発明を完成するに至った。
（１）　アルミニウム合金を一方の被接合部材とし、銅合金を他方の被接合部材として、前記一方の被接合部材と他方の被接合部材が金属的に接合された接合体であって、前記一方の被接合部材はＣｕ：３．０ｍａｓｓ％～８．０ｍａｓｓ％（以下、単に％と記す。）及びＳｉ：０．１％～１０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｃｕ濃度をＣ（％）、Ｓｉ濃度をＳ（％）としたとき、Ｃ＋２．４×Ｓ≧７．８を満たし、前記他方の被接合部材は前記一方の被接合部材よりも固相線温度が高い銅合金材であることを特徴とするアルミニウム合金材と銅合金材からなることを特徴とする。
（２）　（１）に記載した接合体において、前記一方の被接合部材は、Ｍｇ：０．０５％～２．０％、Ｎｉ：０．０５％～２．０％及びＺｎ：０．０５％～６．０％のうち１種または２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなることを特徴とする。
（３）　（１）又は（２）のいずれかに記載したアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体の接合方法において、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金はＭｇ：０．５％以下に規制されており、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上３５％以下となる温度において、フラックスが接合部材間に塗布された状態で非酸化性雰囲気中で接合することを特徴とする。
（４）　（１）又は（２）のいずれかに記載したアルミニウム合金と銅合金からなる接合体の接合方法において、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金はＭｇ：０．２％～２．０％を含有し、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上３５％以下となる温度において、真空中又は非酸化性雰囲気中で接合することを特徴とする。
（５）　（３）又は（４）に記載した接合方法において、一方の被接合部材であるアルミニウム合金において、アルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上である時間が、３０秒以上３６００秒以内であることを特徴とする。
（６）　（３）から（５）のいずれかに記載した接合方法において、一方の被接合部材であるアルミニウム合金に発生する最大応力をＰ（ｋＰａ）とし、前記アルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比をＶ（％）としたときに、Ｐ≦４６０－１２Ｖを満たす条件で接合することを特徴とする。
　以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金と銅合金との接合方法は、接合するアルミニウム合金内部に生じる僅かな液相を利用して接合を行うものである。本発明では、アルミニウム合金と銅合金との接合を、信頼性の高い金属結合によって可能とする。
　また、本発明は、被接合部材自体が溶融により大きく流動することがなく、ハンダ材やろう材、溶化材等を用いないため、接合による寸法変化が小さく、殆ど形状変化を生じない。特に、微細な流路を有する部材の接合においても、液相の流れ込みや変形によって流路が塞がれることなく良好な接合を行える。
　更に、接合部近傍において局所的な組織変化が生起しないため、強度脆化が生じ難い。また、ろう付法と同等の信頼性を有する同時多点接合を、置きろう、ろうペースト、ろう材をクラッドしたブレージングシート等を用いることなく行うことができる。これにより、接合性能を損なうことなく材料のコストダウンが可能となる。
　尚、本発明は、接合による変形が少なく同時多点接合が可能である点で拡散接合と同様であるが、拡散接合と比べて、加圧が不要で、接合に要する時間を短くでき、Ｍｇを含有していないアルミニウム合金材の接合であっても、接合面の清浄化処理のための特殊な工程を必要としないといった利点を有する。
２元系共晶合金としてＡｌ－Ｓｉ合金の状態図を示す模式図である。 本発明に係るアルミニウム合金材と銅合金材の接合方法における、アルミニウム合金における液相の生成メカニズムを示す説明図である。 本発明に係るアルミニウム合金と銅合金の接合方法における、アルミニウム合金における液相の生成メカニズムを示す説明図である。 接合率を評価する為の逆Ｔ字型接合試験片を示す斜視図である。 変形率を評価する為のサグ試験を説明する斜視図（ａ）及び側面図（ｂ）である。
　以下、本発明について詳細に説明する。本発明は、一方の被接合部材であるアルミニウム合金の加熱時に生成する所定量の液相を、他方の被接合部材である銅合金との接合に利用するというものである。そこで、まずこの液相の生成メカニズムについて２元系共晶合金であるＡｌ－Ｓｉ合金を用いて説明する。尚、本発明では、このアルミニウム合金が生成する液相を利用する接合を「しみ出し接合」とする。
　図１に代表的な２元系共晶合金であるＡｌ－Ｓｉ合金の状態図を模式的に示す。Ｓｉ濃度がｃ１であるアルミニウム合金を加熱すると、共晶温度（固相線温度）Ｔｅを超えた付近の温度Ｔ１で液相の生成が始まる。共晶温度Ｔｅ以下では、図２（ａ）に示すように、結晶粒界で区分されるマトリクス中に晶析出物が分布している。ここで液相の生成が始まると、図２（ｂ）に示すように、晶析出物分布の偏析の多い結晶粒界が溶融して液相となる。次いで、図２（ｃ）に示すように、アルミニウム合金のマトリクス中に分散する主添加元素成分であるＳｉの晶析出物粒子や金属間化合物の周辺が球状に溶融して液相となる。更に図２（ｄ）に示すように、マトリクス中に生成したこの球状の液相は、界面エネルギーにより時間の経過や温度上昇と共にマトリクスに再固溶し、固相内拡散によって結晶粒界や表面に移動する。次いで、図１に示すように温度がＴ２に上昇すると、状態図より液相量は増加する。
　また、図１において、一方のアルミニウム合金のＳｉ濃度が最大固溶限濃度より小さいｃ２の場合には、固相線温度Ｔｓ２を超えた付近で液相の生成が始まる。但し、ｃ１の場合と異なり、溶融直前の組織は図３（ａ）に示すように、マトリクス中に晶析出物が存在しない場合がある。この場合、図３（ｂ）に示すように粒界でまず溶融して液相となった後、図３（ｃ）に示すようにマトリクス中において局所的に溶質元素濃度が高い場所から液相が発生する。図３（ｄ）に示すように、マトリクス中に生成したこの球状の液相は、ｃ１の場合と同様に、界面エネルギーにより時間の経過や温度上昇と共にマトリクスに再固溶し、固相内拡散によって結晶粒界や表面に移動する。温度がＴ３に上昇すると、状態図より液相量は増加する。
　このように、本発明のしみ出し接合は、アルミニウム合金内部の局所的な溶融により生成される液相を利用するものである。そして、加熱温度の調整により液相の質量を好適な範囲にすることにより、接合と形状維持の両立を実現できるものである。尚、このメカニズムから推察されるように、本発明における他方の被接合部材である銅合金材は、当該加熱温度において固相線温度以下にある必要がある。銅合金材が固相線温度を超えた状態にあると、銅合金材までも溶融を開始し、接合界面近傍でアルミニウム合金と反応して接合界面付近で急激に液相生成が加速するため部材形状を保てなくなるおそれがあるからである。
　本発明に係る接合の基本的なメカニズムは上記の通りである。次に、本発明の特徴について更に詳しく述べる。
Ａ．アルミニウム合金材の成分
Ｃｕ：３．０％～８．０％
　アルミニウム合金のＣｕの含有量が３．０％未満の場合は、充分な液相のしみ出しが無く、接合が不完全となる。一方、Ｃｕの含有量が８．０％を越えると、アルミニウム合金中のＡｌ－Ｃｕ系化合物の量が多くなり、液相の生成量が多くなるため、加熱中の材料強度が極端に低下し、構造体の形状維持が困難となる。また、８．０％を越えると、圧延が困難となり材料を製造できないおそれがある。したがって、本発明におけるアルミニウム合金材中のＣｕの含有量は３．０～８．０％とする。なお、しみ出す液相の量は板厚が厚く、加熱温度が高いほど多くなるが、加熱時に必要とする液相の量は構造体の形状に依存するので、必要に応じてＣｕの含有量や接合条件（温度、時間等）を調整することが望ましい。
Ｓｉ：０．１％～１０％
　アルミニウム合金のＳｉの含有量が０．１％未満の場合は、充分な液相のしみ出しが無く、接合が不完全となる。一方、Ｓｉの含有量が１０．０％を越えると、アルミニウム合金材中のＳｉ粒子が多くなり、液相の生成量が多くなるため、加熱中の材料強度が極端に低下し、構造体の形状維持が困難となる。また、１０．０％を越えると、圧延が困難となり材料を製造できないおそれがある。したがって、本発明におけるアルミニウム合金中のＳｉの含有量は０．１％～１０％とする。なお、しみ出す液相の量は板厚が厚く、加熱温度が高いほど多くなるが、加熱時に必要とする液相の量は構造体の形状に依存するので、必要に応じてＳｉの含有量、接合条件（温度、時間等）を調整することが望ましい。
Ｃ＋２．４×Ｓ≧７．８
　アルミニウム合金のＣｕの含有量が３．０％～８．０％で、且つＳｉの含有量が０．１％～１０％であっても、Ｃｕ濃度をＣ（％）、Ｓｉ濃度をＳ（％）としたとき、Ｃ＋２．４×Ｓが７．８未満では液相が充分生成されず、液相の供給量が不充分となり、接合が不完全となる。したがって、本発明におけるアルミニウム合金中のＣ＋２．４×Ｓは７．８以上とする。
　本発明のアルミニウム合金としての基本的な機能を果たすためにはＣｕ、Ｓｉ量を規定すればよいが、他の元素を単独、もしくは複数添加し、接合性を向上させることができる。以下に各選択添加元素について述べる。
　接合性を更に向上させる為、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｎｉの１種又は２種以上を所定量更に添加しても良い。
Ｍｇ：０．０５％～２．０％
　Ｍｇは合金の固相線温度を低下させることができ、より低温での確実な接合を可能にする。この効果はＭｇ量０．０５％未満ではほとんど得られない。また、２．０％を超えると圧延が困難となり材料を製造できないおそれがある。従って、Ｍｇは０．０５％～２．０％添加するのが好ましい。より好ましいＭｇ添加量は、０．１％～１．０％である。
Ｚｎ：０．０５％～６．０％
　Ｚｎは合金の固相線温度を低下させることができ、より低温での確実な接合を可能にする。この効果はＺｎ添加量０．０５％未満ではほとんど得られない。また、６．０％を超えると圧延が困難となり材料を製造できないおそれがある。従って、Ｚｎは０．０５％～６．０％添加することが好ましい。より好ましいＺｎ添加量は、０．５％～２．０％である。
Ｎｉ：０．０５％～２．０％
　Ｎｉは合金の固相線温度を低下させることができ、より低温での確実な接合を可能にする。この効果はＮｉ添加量０．０５％未満ではほとんど得られない。また、２．０％を超えると材料製造中に金属間化合物が過大に生成し圧延が困難になるおそれがある。従って、Ｎｉは０．０５％～２．０％添加することが好ましい。より好ましい添加量は０．２％～１．０％である。
　上記の合金にさらに接合後の強度や耐食性を向上させるために、以下の所定量の元素を単独、もしくは複数添加しても良い。
Ｆｅ：０．１％～２．０％
　Ｆｅは、固溶して強度を上げる効果があるのに加えて晶出物として分散して、特に高温での強度低下を防ぐ効果がある。Ｆｅの添加量は強度および製造の容易さの兼合いから、０．１％～２．０％の範囲とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．１％～２．０％
　Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはアルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる効果がある。Ｍｎの添加量は強度および製造の容易さの兼合いから、０．１％～２．０％の範囲とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０１％～０．３％、Ｖ：０．０１％～０．３％
　Ｔｉ、Ｖは固溶して強度向上させる他に、層状に分布して板厚方向の腐食の進展を防ぐ効果がある。Ｔｉ及びＶの添加量は強度および製造の容易さの兼合いから、０．０１％～０．３％の範囲とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．０５％～０．３％
　Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ－Ｃｒ系の金属間化合物が析出し、加熱後の結晶粒粗大化に作用する。Ｃｒの添加量は強度および製造の容易さの兼合いから、０．０５％～０．３％の範囲とすることが好ましい。
Ｉｎ：０．０５％～０．３％、Ｓｎ：０．０５％～０．３％
　Ｉｎ、Ｓｎは、犠牲陽極作用を付加する効果がある。Ｉｎ及びＳｎの添加量は耐食性および製造の容易さの兼合いから、０．０５％～０．３％の範囲とすることが好ましい。
Ｂｅ：０．０００１％～０．１％、Ｓｒ：０．０００１％～０．１％、Ｂｉ：０．０００１％～０．１％、Ｎａ：０．０００１％～０．１％、Ｃａ：０．０００１％～０．０５％
　また、必要に応じてＢｅ：０．０００１％～０．１％、Ｓｒ：０．０００１％～０．１％、Ｂｉ：０．０００１％～０．１％、Ｎａ：０．０００１％～０．１％、Ｃａ：０．０００１％～０．０５％の１種又は２種以上を添加しても良いが、これらの微量元素はＳｉ粒子の微細分散、液相の流動性向上等によって接合性を改善することができる。なお、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂｉ、Ｎａ、Ｃａの１種又は２種以上が添加される場合には、耐食性および製造の容易さの兼合いから、各添加成分のいずれもが上記成分範囲内にあることが好ましい。
Ｂ．液相の質量比の範囲
　本発明に係るアルミニウム合金と銅合金とのしみ出し接合では、一方の被接合部材であるアルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比（以下、「液相率」と記す）が５％以上３５％以下となる温度で接合する必要がある。液相率が３５％を超えると、生成する液相の量が多過ぎてアルミニウム合金が形状を維持できなくなり大きな変形をしてしまう。一方、液相率が５％未満では接合が困難となる。好ましい液相率は５～３０％であり、より好ましい液相率は１０～２０％である。
　このような接合挙動のため、接合工程後において接合部位近傍の形状変化がほとんど発生しない。すなわち、溶接法のビードや、ろう付法でのフィレットのような接合後の形状変化が、本発明に係る接合方法では殆ど発生しない。それにも拘わらず、溶接法やろう付法と同じく金属結合による接合を可能とする。従って、製品設計においてはその減少分を考慮する必要がある。本発明のしみ出し接合においては接合後における寸法変化が極めて小さいため、高精度の製品設計が可能となる。
　尚、加熱中における実際の液相率を測定することは極めて困難である。そこで、本発明で規定する液相率は、通常、平衡状態図を利用して、合金組成と最高到達温度を基にてこの原理（ｌｅｖｅｒ
ｒｕｌｅ）によって求めることができる。すでに状態図が明らかになっている合金系においては、その状態図を使い、てこの原理を用いて液相率を求めることができる。一方、平衡状態図が公表されていない合金系に関しては、平衡計算状態図ソフトを利用して液相率を求める。平衡計算状態図ソフトには、合金組成と温度を用いて、てこの原理で液相率を求める手法が組み込まれている。平衡計算状態図ソフトには、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ；Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ　ＡＢ社製などがある。平衡状態図が明らかになっている合金系においても、平衡計算状態図ソフトを用いて液相率を計算しても、平衡状態図からてこの原理を用いて液相率を求めた結果と同じ結果となるので、簡便化のために、平衡計算状態図ソフトを利用しても良い。
Ｃ．酸化皮膜の破壊方法
　アルミニウム合金の表層には強固な酸化皮膜が形成されており、これによって接合が阻害される。従って、接合においては酸化皮膜を破壊する必要がある。そこで次に、酸化皮膜除去の具体的方法を説明する。尚、以下の説明ではアルミニウム合金の酸化皮膜の破壊について説明するものであるが、アルミニウム合金の酸化皮膜は極めて強固であり、アルミニウム合金に比べると銅合金は通常、酸化皮膜が生じても酸化皮膜が還元・破壊されやすい。よって、アルミニウム合金の酸化皮膜が破壊されれば、銅合金の酸化皮膜も同時に破壊され、接合が可能である。
Ｃ－１．フラックスによる酸化皮膜の破壊
　この方法は、酸化皮膜を破壊する為に少なくとも接合部にフラックスを塗布するものである。フラックスはアルミニウム合金のろう付で用いるＫＡｌＦ４、Ｋ２ＡｌＦ５、Ｋ２ＡｌＦ５・Ｈ２Ｏ、Ｋ３ＡｌＦ６、ＡｌＦ３、ＫＺｎＦ３、Ｋ２ＳｉＦ６等のフッ化物系フラックスや、Ｃｓ３ＡｌＦ６、ＣｓＡｌＦ４・２Ｈ２Ｏ、Ｃｓ２ＡｌＦ５・Ｈ２Ｏ等のセシウム系フラックス、又はＫＣｌやＮａＣｌ、ＬｉＣｌ、ＺｎＣｌ２等の塩化物系フラックスが用いられる。これらフラックスは、しみ出し接合において液相が溶融する前に又は接合温度に至る前に溶融し、酸化皮膜と反応して酸化皮膜を破壊する。
　更にこの方法では、酸化皮膜の形成を抑制するために、窒素ガスやアルゴンガス等の非酸化性雰囲気中で接合する。特にフッ化物系のフラックスを用いる場合は、酸素濃度を２５０ｐｐｍ以下に抑え、露点を－２５℃以下に抑えた非酸化性ガス雰囲気中で接合するのが好ましい。
　また、フッ化物系のフラックスを用いる場合、一方の被接合部材のアルミニウム合金においてＭｇが０．５％を超えて含有されると、フラックスとＭｇが反応してフラックスの酸化皮膜破壊作用が損なわれる。この点を考慮して、フラックスを用いる場合の一方の被接合部材のアルミニウム合金のＭｇ濃度の上限を０．５％に規制するものである。
Ｃ－２．Ｍｇのゲッター作用による酸化皮膜の破壊
　この方法は、アルミニウム合金のＭｇ含有量が０．２％～２．０％である材料を適用するものであり、この場合は接合部にフラックスを塗布しなくても、酸化被膜が破壊されて接合が可能になる。このとき、アルミニウム合金が溶融し液相が表層に出てくるときに、アルミニウム合金中より蒸発するＭｇのゲッター作用によって酸化皮膜が破壊される。アルミニウム合金材において、Ｍｇが０．２％未満ではＭｇのゲッター作用が期待できない。２．０％を超えると、前述の通り圧延が困難になり、材料の製造が出来ない。
Ｄ．接合条件
　本発明に係るしみ出し接合法は、以上説明した基本的構成により、被接合部材の変形を最小限としつつ確実な接合を行うことができる。ここで、本発明においては、被接合部材の形状維持を考慮した接合条件として、接合時間、及び、両被接合部材に加わる応力、接合時の加熱温度を適宜に設定することで好ましい接合を得ることができる。
Ｄ－１．形状維持に必要な接合時間
　本発明において接合時間の意義は、液相を生じる一方の被接合部材であるアルミニウム合金における液相率が５％以上である時間である。そして、この接合時間は３６００秒以内であるのが好ましい。３６００秒以内とすると接合前からの形状変化が少ない接合体を得ることができ、さらに１８００秒以内とすると、さらに形状変化の少ない精緻な接合体を得ることができる。
　また接合時間は３０秒以上であることが好ましい。３０秒以上であれば確実に接合された接合体を得ることができ、さらに６０秒であればより確実に接合された接合体を得ることができる。
Ｄ－２．接合時における両被接合部材に加わる応力
　本発明の接合においては、接合部で両被接合部材が接していれば接合面に圧力を加える必要は必ずしもない。但し、実際の製品の製造過程では、被接合部材同士を固定したりクリアランスを縮めたりする為に、冶具等で両被接合部材に応力が加わる場合が多い。また、自重によっても被接合部材内に応力が発生する。
　このとき、各被接合部材内の各部位に発生する応力は、形状と荷重から求められる。この応力は、例えば、構造計算プログラム等を用いて計算することができる。本発明では、接合時において液相を生じる被接合部材の各部位に発生する応力のうち最大のもの（最大応力）をＰ（ｋＰａ）とし、当該被接合部材であるアルミニウム合金での液相率をＶとしたときに、Ｐ≦４６０－１２Ｖを満たすよう接合することが好ましい。この式の右辺で示される値は限界応力であり、これを超える応力が液相を生じる被接合部材に加わると、液相率が３５％以内であっても被接合部材に大きな変形が発生するおそれがある。
Ｄ－３．接合時の加熱温度
　本発明の接合においては、接合時の加熱温度が５４８℃以上では、アルミニウム合金と銅合金の共晶反応により、被接合部材が変形する可能性があるため、アルミニウム合金と銅合金の接合時の加熱温度は５４８℃未満とすることが好ましい。
　以下に、本発明を実施例と比較例に基づいて詳細に説明する。以下では複数のアルミニウム合金及び銅合金を用意して、本発明に係るしみ出し接合法を適用して接合を行い接合性の評価を行った（第１実施形態）。また、アルミニウム合金の変形率の評価についての詳細検討も行った（第２実施形態）。
第１実施形態（実施例１～４９、比較例１～８）
　表１に、一方の被接合材として用いたアルミニウム合金材の組成を示す。表１に示す合金鋳塊を調製した後、熱間圧延及び冷間圧延により厚さ２ｍｍの圧延板を得た。この圧延板をレベラーに掛けた後に３８０℃で２時間焼鈍して、圧延板試料とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表２に、他方の被接合部材として用いた銅合金材の組成を示す。表２に示す合金鋳塊を調製した後、熱間圧延及び冷間圧延により厚さ３ｍｍの圧延板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上のようにして作成したアルミニウム合金及び銅合金の圧延板試料を用いて、接合試験を行い接合率と変形率を評価した。この接合試験では、まず、上記圧延板試料から幅２０ｍｍ×長さ５０ｍｍの二枚の板を切り出し、それぞれの端面をフライスにより平滑にして、アルミニウム合金を上板とし、銅合金を下板として組み合わせ、図４に示す逆Ｔ字型接合試験片を作製した。表３に、各試験片の上板と下板の組み合わせを示す。この接合試験片の接合面には、フッ化セシウム系又は塩化物系のフラックスを塗布するか、或いは、フラックスを塗布しなかった。フラックス塗布の有無と種類を表３に示す。これらの表において、「Ｃｓ」はフッ化セシウム系のフラックス（ＣｓＡｌＦ４）を、「Ｃｌ」は塩化物系フラックス（ＺｎＣｌ２を４０ｍａｓｓ％以上含んで、他の成分をＮａＣｌ－ＫＣｌ－ＬｉＣｌ－ＬｉＦとする。）を、「－」はフラックスを塗布しなかった場合を示す。
　そして、上記の試験片を、窒素雰囲気中、アルゴン雰囲気中又は真空雰囲気中で所定の温度まで昇温してその温度（表３に示す接合温度）に所定の時間保持した後に、炉中で自然冷却した。窒素雰囲気及びアルゴン雰囲気は、酸素濃度１００ｐｐｍ以下で露点－４５℃以下に管理した。真空雰囲気は、１０－５ｔｏｒｒに管理した。いずれの雰囲気中においても昇温速度は、５００℃以上において、１０℃／分とした。そして、接合加熱後の試験片より、接合率、変形率、総合評価を以下の通り評価した。
（１）接合率評価
　接合率は次のようにして求めた。超音波探傷装置を用い、接合部での接合がなされている部分の長さを測定した。逆Ｔ字試験片の接合部の全長を５０ｍｍとして、｛接合部での接合がなされている部分の長さ（ｍｍ）／５０（ｍｍ）｝×１００によって接合率（％）を算出した。接合率が、９５％以上を◎とし、９０％以上９５％未満を○とし、２５％以上９０％未満を△とし、２５％未満を×として判定した。
（２）変形率評価
　表１に示した組成の上記圧延板試料から幅１０ｍｍ×長さ３０ｍｍの板を切り出して、変形率測定用の試験片とした。図５（ａ）に示すように、この試験片を突き出し長さ２０ｍｍをもってサグ試験用冶具に取り付けてセットした（図には、３枚の試験片がセットされている）。サグ試験のような片持ち梁の形状での最大応力Ｐ（Ｎ／ｍ２）は、曲げモーメントＭと断面係数Ｚより、以下のように求めた。
Ｐ＝Ｍ／Ｚ＝（Ｗ×Ｉ２／２）／（ｂｈ２／６）
　　　　　＝（（ｇ×ρ×Ｉ×ｂ×ｈ／Ｉ）×Ｉ２／２）／（ｂｈ２／６）
　　　　　＝３×ｇ×ρ×Ｉ２／ｈ
Ｍ：曲げモーメント（Ｎ・ｍ）
　　等分布荷重の片持ち梁の場合Ｗ×Ｉ２／２
Ｚ：断面係数（ｍ３）
　　断面形状が長方形の場合ｂｈ２／６
Ｗ：等分布荷重（Ｎ／ｍ）
ｇ：重力加速度（ｍ／ｓ２）
ρ：アルミニウムの密度（ｋｇ／ｍ３）
Ｉ：突き出し長さ（ｍ）
ｂ：板幅（ｍ）
ｈ：板厚（ｍ）
　尚、最大応力Ｐは、突き出し部の根元に掛かる。この試験で試験片にかかる最大応力Ｐは、上式に数値を代入して計算した結果、３１ｋＰａであった。このような応力Ｐは、後述する第２実施形態においても同じである。この試験片を、表３に示す雰囲気中で所定の温度まで加熱しその温度（同表に示す接合温度）に同表に示す所定の時間保持した後に、炉中で自然冷却した。窒素雰囲気及びアルゴン雰囲気は、酸素濃度１００ｐｐｍ以下で露点－４５℃以下に管理した。真空雰囲気は、１０－５ｔｏｒｒに管理した。いずれの雰囲気中においても昇温速度は、５００℃以上において、１０℃／分とした。
　加熱後の試験片より、変形率を以下のように求めた。図５（ｂ）に示すように、加熱後における試験片の垂下量を測定した。突き出し長さ（２０ｍｍ）を用いて、｛垂下量（ｍｍ）／２０（ｍｍ）｝×１００によって変形率（％）変形率を算出した。変形率が５０％以下を◎とし、５０％を超え７０％以下を○とし、７０％を超え８０％以下を△とし、８０％を超えるものを×として判定した。
（３）総合判定
　以上の結果より、各評価の判定に対して◎を５点、○を３点、△を０点、×を－５点として点数をつけ、合計点が１０点を◎とし、６点以上９点以下を○とし、１点以上５点以下を△とし、０点以下を×として総合判定を行った。総合判定が◎、○、△を合格とし、×を不合格とした。接合率、変形率及び総合判定の結果を、接合条件（温度、平衡液相率の計算値）と共に表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３からわかるように、実施例１～４９では、接合加熱時のアルミニウム合金材中の液相率が適正な範囲であったため良好な接合がなされ、総合判定が合格であった。
　一方、液相量の観点から比較例をみると、比較例１、２、４では、アルミニウム合金に生成した液相量が低過ぎたために接合率が低くなり総合判定が不合格となった。また、比較例３では、アルミニウム合金に液相が生成しなかったために接合がなされず総合判定が不合格となった。更に、比較例５、６ではアルミ合金に生成した液相量が多すぎたために変形率が高くなり総合判定が不合格となった。
　尚、ろう材組成とフラックス使用の有無との関係から、比較例７では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が０．２％未満にもかかわらずフラックスが塗布されなかったために接合がなされず、総合判定が不合格となった。更に、比較例８では、アルミニウム合金のＭｇ含有量が０．５％を超えているにもかかわらずフラックスを塗布したために接合がなされず、総合判定が不合格となった。
第２実施形態（実施例５０～６４、参考例１～４）
　ここでは、サグ試験を行い、加熱中に被接合部材が耐えられる応力Ｐを評価した。この評価は、第１実施形態での評価において、総合評価が合格となる条件（合金、加熱条件）を選んで、アルミニウム合金の変形率の評価のみを更に詳細に行なったものである。試験片には、表１のアルミニウム合金を選んで用いた。試験片は、板厚１ｍｍ、幅１５ｍｍ、長さ６０ｍｍとした。この試験片について突き出し長さを２０～５０ｍｍに変化させて、図５（ａ）に示すサグ試験用冶具に取り付けてセットした。
　具体的な試験方法は、試験片を、窒素雰囲気中で所定の温度まで加熱しその温度に１８０秒保持した後に、炉中で自然冷却した。窒素雰囲気は、酸素濃度１００ｐｐｍ以下で露点－４５℃以下に管理した。昇温速度は、５００℃以上において、１０℃／分とした。
　加熱後の試験片より、変形率を以下のように求めた。図５（ｂ）に示すように、加熱後における試験片の垂下量を測定した。各突き出し長さを用いて、｛垂下量（ｍｍ）／突き出し長さ（ｍｍ）｝×１００によって変形率（％）を算出した。変形率が５０％未満を◎とし、５０％以上７０％未満を○とし、７０％以上を×として判定した。◎と○を合格とし、×を不合格とした。変形率、突き出し長さ、応力及び限界応力を、加熱条件（加熱温度、液相率、加熱温度での保持時間）と共に表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から、実施例５０～６４では、応力Ｐ（ｋＰａ）が、Ｖ（％）を液相率とした限界応力（４６０－１２Ｖ）以下であった。その結果、これらの実施例ではいずれも垂下量が突き出し長さに対して７０％未満であり、良好な変形率となった。これに対して、参考例１～４では応力Ｐが限界応力（４６０－１２Ｖ）よりも大きくなった。その結果、いずれも垂下量が突き出し長さに対して７０％以上となり変形率が大きかった。
　以上の結果より、被接合部材に加わる応力Ｐが限界応力（４６０－１２Ｖ）以下であれば、部材の接合前後での変形が５％以内に抑えられ、精度の高い構造物が作製できることが確認された。
　本発明により、良好な接合性と、接合による変形が殆どない、信頼性の高い新規な方法で接合されたアルミニウム合金材と銅合金材の接合体及びその接合方法であり、工業的な価値が大きい。本発明によれば、接合箇所が多い、複雑な形状を有する等の特徴がある部材・部品を効率的に製造することができ、例えば、冷凍空調装置の冷凍回路におけるフィンチューブ型熱交換器や配管などの熱交換装置等の接合体に有用である。

Claims (6)

  1. 　アルミニウム合金を一方の被接合部材とし、銅合金を他方の被接合部材として、前記一方の被接合部材と他方の被接合部材が金属的に接合された接合体であって、前記一方の被接合部材はＣｕ：３．０ｍａｓｓ％～８．０ｍａｓｓ％及びＳｉ：０．１ｍａｓｓ％～１０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金からなり、Ｃｕ濃度をＣ（ｍａｓｓ％）、Ｓｉ濃度をＳ（ｍａｓｓ％）としたとき、Ｃ＋２．４×Ｓ≧７．８を満たし、前記他方の被接合部材は前記一方の被接合部材よりも固相線温度が高い銅合金であることを特徴とするアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体。
  2. 　前記一方の被接合部材が、Ｍｇ：０．０５ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％及びＺｎ：０．０５ｍａｓｓ％～６．０ｍａｓｓ％のうち１種または２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項１に記載のアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体。
  3. 　請求項１または２に記載のアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体の接合方法であって、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金はＭｇ：０．５ｍａｓｓ％以下に規制されており、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上３５％以下となる温度において、フラックスが接合部材間に塗布された状態で非酸化性雰囲気中で接合することを特徴とするアルミニウム合金と銅合金との接合方法。
  4. 　請求項１または２に記載のアルミニウム合金と銅合金とからなる接合体の接合方法であって、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金はＭｇ：０．２ｍａｓｓ％～２．０ｍａｓｓ％を含有し、前記一方の被接合部材であるアルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上３５％以下となる温度において、真空中又は非酸化性雰囲気中で接合することを特徴とするアルミニウム合金と銅合金との接合方法。
  5. 　一方の被接合部材であるアルミニウム合金において、アルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比が５％以上である時間が、３０秒以上３６００秒以内である、請求項３または４に記載のアルミニウム合金と銅合金との接合方法。
  6. 　一方の被接合部材であるアルミニウム合金に発生する最大応力をＰ（ｋＰａ）とし、前記アルミニウム合金の全質量に対する当該アルミニウム合金内に生成する液相の質量の比をＶ（％）としたときに、Ｐ≦４６０－１２Ｖを満たす条件で接合する、請求項３乃至５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金と銅合金との接合方法。
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