鋁合金釬焊板的制作方法

專利名稱：鋁合金釬焊板的制作方法
技術領域：
本發明涉及汽車用熱交換器等所使用的耐熔蝕性優異的鋁合金釬焊板。
背景技術：
對于汽車用熱交換器等所使用的鋁合金釬焊板，要求有良好的耐熔蝕性(對于熔融釬料的侵蝕的耐久性)。至今為止，具有Al-Si-Mn-Cu系芯材的釬焊板中，例如專利文獻 1所述，通過不進行芯材的均質化處理而抑制Mn和Si的固溶元素的析出，使釬焊加熱后的芯材晶粒粗大化，使耐熔蝕性提高。另外，為了使釬焊后強度提高，在芯材中添加Mg。專利文獻1特開2004-17116號公報然而，在把Mg添加到芯材中的釬焊板中，根據制造工序中的熱處理條件，有Mg-Si 系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物生成的情況，因此，只憑借現有的手法，在提高耐熔蝕性上還不充分。

發明內容
本發明鑒于這點而做，其課題在于，提供一種鋁合金釬焊板，即使是在芯材中添加 Mg的情況下，也能夠既維持釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性等，又能夠使耐熔蝕性提
尚ο為了解決前述的課題，本發明的鋁合金釬焊板，是在芯材的至少一側的面，包覆有 Al-Si系或Al-Si-ai系釬料的釬焊板，其構成為，所述芯材含有Si :0. 3 1.0質量％、Mn 0. 6 2. 0 質量％、Cu :0. 3 1. 0 質量％、Mg :0. 15 0. 5 質量％、Ti :0. 05 0. 25 質量％， 余量由Al和不可避免的雜質構成，所述芯材內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu 系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上。根據這一構成，鋁合金釬焊板使芯材中以規定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能夠的提高釬焊后強度、釬焊性、成形性，并且，通過使芯材以規定量含有Ti，能夠提高耐腐蝕性。另外，在釬焊加熱時釘扎移動晶界，使再結晶延遲的粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度為規定以上，由此能夠使釬焊加熱后的芯材晶粒粗大化，減少熔融釬料侵蝕的優先點。另外，本發明的鋁合金釬焊板，是在芯材的一側的面包覆Al-Si系或Al-S i-Si系釬料，在所述芯材的另一側的面包覆有犧牲陽極材的鋁合金釬焊板，其構成為，所述芯材含有 Si 0. 3 1. 0 質量％、Mn :0. 6 2. 0 質量％、Cu :0. 3 1. 0 質量％、Mg :0. 15 0. 5 質量％、Ti 0. 05 0. 25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成，所述芯材內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2 以上。根據這一構成，鋁合金釬焊板使芯材中以規定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能夠的提高釬焊后強度、釬焊性、成形性，并且，通過使芯材以規定量含有Ti，能夠提高耐腐蝕性。另外，在釬焊加熱時釘扎移動晶界，使再結晶延遲的粒徑低于0. 5μπι的金屬間化合物的密度為規定以上，由此能夠使釬焊加熱后的芯材晶粒粗大化，減少熔融釬料侵蝕的優先點。
為了解決前述的課題，本發明的鋁合金釬焊板是在芯材的至少一側的面包覆有 Al-Si系或Al-Si-ai系釬料的鋁合金釬焊板，其構成為，所述芯材含有Si :0. 3 1. 0質量％、Mn 0. 6 2. 0 質量％、Cu :0. 3 1. 0 質量％、Mg :0. 15 0. 5 質量％、Ti :0. 05
0.25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成，所述芯材內部的粒徑1. 0 μ m以上的Mg-Si 系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。根據這一構成，鋁合金釬焊板使芯材中以規定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能夠的提高釬焊后強度、釬焊性、成形性，并且，通過使芯材以規定量含有Ti，能夠提高耐腐蝕性。另外，將釬焊加熱時作為再結晶核起作用的粒徑1. Ομπι以上的金屬間化合物的密度規定在既定范圍，能夠使釬焊加熱后的芯材晶粒粗大化，減少熔融釬料侵蝕的優先點。另外，本發明的鋁合金釬焊板，是在芯材的一側的面包覆Al-Si系或Al-Si-Si系釬料，在所述芯材的另一側的面包覆有犧牲陽極材的鋁合金釬焊板，其構成為，所述芯材含有 Si 0. 3 1. 0 質量 ％、Mn :0. 6 2. 0 質量 ％、Cu :0. 3 1. 0 質量 ％、Mg :0. 15 0. 5 質量％、Ti :0. 05 0. 25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成，所述芯材內部的粒徑
1.0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/ mm2。根據這一構成，鋁合金釬焊板使芯材中以規定量含有Si、Mn、Cu、Mg，由此能夠的提高釬焊后強度、釬焊性、成形性，并且，通過使芯材以規定量含有Ti，能夠提高耐腐蝕性。另外，將釬焊加熱時作為再結晶核起作用的粒徑1. Ομπι以上的金屬間化合物的密度規定在既定范圍，能夠使釬焊加熱后的芯材晶粒粗大化，減少熔融釬料侵蝕的優先點。根據本發明的鋁合金釬焊板，即使在具有Mg添加芯材的情況下，也能夠實現耐熔蝕性的提高。
具體實施例方式以下，對于本發明的實施方式的鋁合金釬焊板詳細地進行說明。(芯材)芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、 Mg 0. 15 0. 5質量％、Ti :0. 05 0. 25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成。另外， 芯材其內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上。或者，芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、1% 0. 15 0. 5質量％、Ti :0. 05 0. 25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成。 另外，芯材其內部的粒徑1. Oym以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。(芯材中的Si :0. 3 1. 0質量％ )Si與Mg共存而形成Mg2Si,使釬焊后強度提高。但是，若Si低于0.3質量％，則提高釬焊后強度的效果小，如果Si超過1. 0質量％，則芯材的固相線溫度降低，釬焊時芯材熔融。因此，芯材中所含有的Si的量在上述范圍內。(芯材中的Mn :0· 6 2. 0質量％ )Mn形成Al-Mn-Si系金屬間化合物，使釬焊后強度提高。但是，如果Mn低于0. 6質量％，則提高釬焊后強度的效果小，如果Mn超過2. 0質量％，則鑄造時所形成的粗大的金屬間化合物的量增加，成形性降低。因此，芯材中所含有的Mn的量在上述范圍內。(芯材中的Cu :0· 3 1. 0質量％ )Cu固溶而使釬焊后強度提高。但是，如果Cu低于0. 3質量％，則提高釬焊后強度的效果小，如果Cu超過1.0質量％，則芯材的固相線溫度降低，在釬焊時芯材熔融。因此， 芯材中所含有的Cu的量在上述范圍內。(芯材中的Mg :0· 15 0. 5質量％ )Mg與Si共存而形成M&Si，使釬焊后強度提高。但是，若Mg低于0. 15質量％，則提高釬焊后強度的效果小，如果Mg超過0. 5質量％，則在釬焊加熱時到達助焊劑中的Mg量增加，助焊劑的功能受損，因此釬焊性降低。因此，芯材中所含有的Mg的量在上述范圍內。(芯材中的Ti :0· 05 0. 25質量％ )Ti在合金中形成Ti-Al系化合物，呈層狀分散。該Ti-Al系化合物使電位高，因此腐蝕形態層狀化，向厚度方向的腐蝕(點蝕)難以進展，耐腐蝕性提高。但是，如果Ti低于0. 05質量％，則腐蝕形態無法層狀化，因此提高耐腐蝕性的效果小，如果Ti超過0. 25質量％，則粗大的金屬間化合物形成，成形性降低。因此，芯材中所含有的Ti的量在上述范圍內。(芯材中的不可避免的雜質)還有，芯材中即使含有例如Cr 0. 2質量％以下、Zr :0. 2質量％以下、Zn :0. 2質量％以下、！^e :0. 3質量％以下(均超越0質量％)的不可避免的雜質，也不會妨礙本發明的效果。(粒徑低于0.5 μ m的金屬間化合物的密度10000個/mm2以上。)實施方式的鋁合金釬焊板，芯材內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、 Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上。還有，所謂金屬間化合物的粒
徑是當量圓直徑。芯材中的粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物，在釬焊加熱時釘扎移動晶界，使再結晶延遲。即，若粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的數量多，則釬焊加熱時的晶粒生長慢，因此釬焊加熱后的芯材晶粒粗大。另一方面，若粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的數量少， 則例如在600°C的釬焊加熱的進行時，釘扎被解除，晶粒生成急速進展，因此釬焊加熱后的芯材晶粒微細。在此，芯材結晶晶界一般會成為熔融釬料侵蝕(熔蝕)的優先點。因此，如果芯材晶粒粗大，則結晶晶界的體積率降低，熔蝕難以發生，如果芯材晶粒微細，則熔蝕容易發生。在此，粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上時，移動晶界的釘扎充分，芯材晶粒粗大。因此，構成熔融釬料侵蝕的優先點的晶界的體積率降低，因此， 耐熔蝕性提高。另一方面，如果粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度低于10000個/mm2， 則移動晶界的釘扎不充分，芯材晶粒微細。因此，構成熔融釬料侵蝕的優先點的晶界的體積率增加，所以耐熔蝕性降低。(粒徑LOym以上的金屬間化合物的密度低于5000個/mm2)實施方式的鋁合金釬焊板，芯材內部的粒徑1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。還有，所述金屬間化合物粒徑為當量圓直徑。粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物，在釬焊加熱時作為再結晶核發揮作用。S卩，若粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物的數量多，則釬焊加熱時的再結晶增加，因此釬焊加熱后的芯材晶粒微細。另一方面，若粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物的數量少，則釬焊加熱時的再結晶減少，因此釬焊加熱后的芯材晶粒粗大。在此，芯材結晶晶界一般會成為熔融釬料侵蝕(熔蝕)的優先點。因此，如果芯材晶粒粗大，則晶界的體積率變小，熔蝕難以發生，如果芯材晶粒微細，則熔蝕容易發生。在此，如果粒徑1. 0 μ m以上的金屬間化合物的密度低于5000個/mm2，則再結晶核少，芯材晶粒粗大。因此，構成熔融釬料侵蝕的優先點的晶界的體積率降低，所以耐熔蝕性提高。另一方面，如果粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物的密度為5000個/mm2以上，則再結晶核多，芯材晶粒微細。因此，構成熔融釬料侵蝕的優先點的晶界的體積率增加，所以耐熔蝕性降低。還有，芯材內部的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度，例如能夠以如下方式測量沿ST方向(厚度)從兩面研磨芯材的L-LT面(軋制面)直至芯材中央部，以透射型電子顯微鏡(TEM)進行觀察測量。(粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度的控制條件)實施方式的鋁合金釬焊板的芯材內部的金屬間化合物的粒徑、密度，能夠通過如下方式控制在釬焊板的制造工序中，使熱軋后的卷取溫度為規定溫度，并且在熱軋后進行規定條件下的退火1次以上。具體情況如下。(熱軋的卷取溫度)熱軋的卷取溫度低于360°C。即，熱軋后的卷取溫度為360°C以上時，在卷取后的冷卻時金屬化合物生長、粗大化，粒徑低于0. 5μπι的金屬間化合物減少，因此粒徑低于 0. 5 μ m的金屬間化合物的密度達不到10000/mm2以上，并且耐熔蝕性也降低。(退火條件)另外，熱軋后的退火條件為，退火溫度為200°C以上、450°C以下，退火合計時間為 Ih以上、IOh以下，冷卻速度超過30°C /h。退火溫度低于200°C時，應變的去除不充分，釬焊加熱前的蓄積應變變大。因此，釬焊加熱時的再結晶核增大，釬焊加熱后的芯材晶粒微細，耐熔蝕性降低。另外，如果退火溫度超過450°C，則退火時金屬間化合物的固溶被促進，粒徑低于0. 5μπι的金屬間化合物減少，因此粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度達不到10000個/mm2以上，并且耐熔蝕性也降低。另外，如果退火合計時間低于Ih時，則應變的去除不充分，釬焊加熱前的蓄積應變變大。因此，釬焊加熱時的再結晶核增大，釬焊加熱后的芯材晶粒微細，耐熔蝕性降低。另外，如果退火合計時間超過IOh時，則金屬間化合物生長、粗大化，粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物減少，因此粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度達不到10000個/mm2以上，并且耐熔蝕性也降低。另外，如果冷卻速度為30°C /h以下，則在冷卻過程中所通過的溫度區域，冷卻時金屬間化合物仍生長、粗大化，粒徑低于0. 5μπι的金屬間化合物減少，因此粒徑低于 0. 5 μ m的金屬間化合物的密度達不到10000個/mm2以上，并且耐熔蝕性也降低。
(粒徑1.0 μ m以上的金屬間化合物的密度的控制條件)實施方式的鋁合金釬焊板的芯材內部的金屬間化合物的粒徑、密度，能夠以如下方式控制在釬焊板的制造工序中，使熱軋后的卷取溫度為規定溫度，并且熱軋后在規定條件下進行退火1次以上。具體情況如下。(熱軋的卷取溫度)熱軋的卷取溫度低于360°C。即，熱軋后的卷取溫度為360°C以上時，在卷取后的冷卻時金屬化合物生長、粗大化，粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物增加，因此粒徑Ι.Ομπι 以上的金屬間化合物的密度無法低于5000個/mm2，并且耐熔蝕性也降低。(退火條件)另外，熱軋后的退火條件為，退火溫度為200°C以上、400°C以下，退火合計時間為 Ih以上、IOh以下，在150 200°C范圍內的升溫度速度為20°C /h以上。退火溫度低于200°C時，應變的去除不充分，所以釬焊加熱前的蓄積應變變大。因此，釬焊加熱時的再結晶核增大，釬焊加熱后的芯材晶粒微細，耐熔蝕性降低。另外，如果退火溫度超過400°C，則退火時金屬間化合物生長、粗大化，粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物增加，因此粒徑1. 0 μ m以上的金屬間化合物的密度無法低于5000個/mm2，并且耐熔蝕性也降低。另外，如果退火合計時間低于Ih時，則應變的去除不充分，釬焊加熱前的蓄積應變變大。因此，釬焊加熱時的再結晶核增大，釬焊加熱后的芯材晶粒微細，耐熔蝕性降低。另外，如果退火合計時間超過IOh時，則金屬間化合物生長、粗大化，粒徑1. Ομπι以上的金屬間化合物增加，因此粒徑1. 0 μ m以上的金屬間化合物的密度無法低于5000/mm2，并且耐熔蝕性也降低。另外，如果在150 200°C范圍內的升溫度速度低于20°C /h,則在升溫時金屬間化合物生長、粗大化，粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物增加，因此粒徑Ι.Ομπι以上的金屬間化合物的密度無法低于5000/mm2，并且耐熔蝕性也降低。還有，無論哪種情況下，若在熱軋后均不進行退火，則由冷軋導入材料的蓄積應變變多。因此，釬焊加熱時的再結晶核增大，釬焊加熱后的芯材晶粒微細，因此耐熔蝕性降低。(芯材的制造方法)芯材的制造方法沒有特別限定。例如能夠通過使用前述的合金，對芯材用鋁合金進行鑄錠，以規定的鑄造溫度鑄造后，以規定溫度對鑄塊進行規定時間的均質化熱處理來制造。(釬料)作為釬料，使用Al-Si系合金或Al-Si-Si系合金，包覆在芯材的至少一側的面。作為釬料的具體組成成分的例子，可列舉如下的組成成分。(釬料在Al-Si系合金中，Si4 12質量％ )如果Si低于4質量％，則液相率變低，釬焊不充分，如果Si超過12質量％，則粗大的初晶Si發生，在成形加工時產生裂紋。因此，作為釬料使用Al-Si系合金時，優選Si 在上述范圍內。(釬料在Al-Si-Si系合金中，Si4 12質量％和Zn :1 7質量％ )為了使釬焊的電位變低而使釬料具有犧牲陽極效果，也可以使用在Al-Si系合金中添加Si的Al-Si-Si系合金。但是，Si低于1質量％時，電位變低的程度小，犧牲防腐不充分，如果Si超過7質量％，則Si在釬料積存部濃縮，成為優先腐蝕點。因此，作為釬料使用Al-Si-Si系合金時，優選使Si和Si在上述范圍內。(釬料的不可避免的雜質)還有，釬料例如含有Cr :0. 1質量％以下，Fe :0. 3質量％以下(均超過0質量％ ) 的不可避免的雜質，也不妨礙本發明的效果。(釬料的制造方法)釬料的制造方法沒有特別限定。例如能夠通過使用前述的合金，對釬料用鋁合金進行鑄錠，以規定的鑄造溫度鑄造后，以規定溫度對鑄塊進行規定時間的均質化熱處理來制造。(犧牲陽極材)在芯材的一側的面包覆有釬料時，也可以為在另一側的面包覆犧牲陽極材的結構。作為該犧牲陽極材，能夠使用Al-Si系合金、Al-Si-Zn系合金、Al-Mg-Si-Zn系合金。 作為犧牲陽極材的具體的組成成分的例子，可列舉如下組成成分。(犧牲陽極材在Al-Si系合金中，Zn0. 5 5. 0質量％ )Si使犧牲陽極材的電位變低而使之具有犧牲陽極效果。但是，Si低于0. 5質量％ 時，犧牲防腐效果不充分，如果Si超過5. 0質量％，則犧牲陽極材和芯材的電位差變大，犧牲陽極材的消耗速度增加，因此不能確保充分的耐腐蝕性。因此作為犧牲陽極材使用Al-Zn 系合金時，優選使Si在上述范圍內。(犧牲陽極材在Al-Si-Si系合金中，Si0. 1 1.0質量％和&1 :1.0 6.0質
量％)Si發揮提高犧牲陽極材的強度的作用。但是，Si低于0. 1質量％時，使強度提高的效果不充分，如果Si超過1.0質量％，則犧牲陽極材的固相線溫度降低，釬焊加熱時熔融。另外，Si低于ι. ο質量％時，犧牲防腐效果不充分，如果Si超過6. ο質量％，則犧牲陽極材和芯材的電位差變大，犧牲陽極材的消耗速度增加，因此不能確保充分的耐腐蝕性。因此作為犧牲陽極材使用Ai-si-ai系合金時，優選使Si和ai在上述范圍內。(犧牲陽極材在Al-Mg-Si-Zn系合金中，Mg:1. 0 4. 0質量％、Si :0. 1 1. 0質量％及&1:1.0 6.0質量％)Mg與Si共存而形成Mg2Si,使釬焊后強度提高。但是，Mg低于1.0質量％時，提高釬焊后強度的效果不充分，如果Mg超過4. 0質量％，則犧牲陽極材的固相線溫度降低，在釬焊加熱時熔融。另外，Si低于0. 1質量％時，使強度提高的效果不充分，如果Si超過1. 0質量％，則犧牲陽極材的固相線溫度降低，釬焊加熱時熔融。另外，Si低于1.0質量％時，犧牲防腐效果不充分，如果Si超過6. ο質量％，則犧牲陽極材和芯材的電位差變大，犧牲陽極材的消耗速度增加，因此不能確保充分的耐腐蝕性。因此作為犧牲陽極材使用Al-Mg-Si-Zn 系合金時，優選使Mg、Si和Si在上述范圍內。還有，犧牲陽極材并不受這些限定，此外也可以使用Al-Si-Mn-Si系、Al-Mg-Zn 系。另外，因為本發明涉及釬料從芯材側向芯材侵蝕(熔蝕)的釬焊板，所以不受犧牲陽極材的合金種類影響。(犧牲陽極材的不可避免的雜質)
還有，犧牲陽極材例如含有Cr 0. 1質量％以下，Zr :0. 2質量％以下、Fe :0. 3質量％以下(均超過0質量％)的不可避免的雜質，也不妨礙本發明的效果。(犧牲陽極材的制造方法)犧牲陽極材的制造方法沒有特別限定。例如能夠通過使用前述的合金，對犧牲陽極材用鋁合金進行鑄錠，以規定的鑄造溫度鑄造后，以規定溫度對鑄塊進行規定時間的均質化熱處理來制造。(鋁合金釬焊板)實施方式的鋁合金釬焊板如前述，是在芯材的至少一側的面包覆有釬料的二層或三層的板。另外，實施方式的鋁合金釬焊板如前述，也可以是在芯材的一側的面包覆釬料， 在芯材的另一側的面包覆犧牲陽極材的三層的板。(鋁合金釬焊板的制造方法)實施方式的鋁合金釬焊板，能夠通過使由前述的制造方法制造的芯材、釬料和犧牲陽極材組合來制造。例如，能夠通過在芯材上重疊釬料或犧牲陽極材進行熱軋，以規定的卷取溫度卷取成卷后，實施冷軋、中間退火、冷軋來制造。另外，也可以通過熱軋后，以規定的卷取溫度卷取成卷后，再實施冷軋、終退火來制造。此外，也可以通過在熱軋后，以規定的卷取溫度卷取成卷后，再實施冷軋、中間退火、冷軋、終退火來制造。釬料和犧牲陽極材的包覆率為5 25%的范圍，例如優選為15%左右。還有如前述，熱軋后的卷取溫度低于360°C，熱軋后的退火其以如下條件進行退火溫度200°C以上、450°C以下，退火合計時間lh以上、IOh以下，冷卻速度超過30°C /h。 通過以這樣的條件進行退火，能夠將芯材內部的粒徑低于0.5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、 Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度控制在10000個/mm2以上。或者，熱軋后的卷取溫度低于360°C，熱軋后的退火其以如下條件進行退火溫度200°C以上、400°C以下，退火合計時間lh以上、IOh以下，150 200°C范圍內的升溫度速度20°C /h以上。通過以這樣的條件進行退火，能夠將芯材內部的粒徑為1. Ομπι以上的 Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度控制在低于5000個/mm2。實施例接下來，就本發明的鋁合金釬焊板，將滿足本發明的要件的實施例和不滿足本發明的要件的比較例進行對比，具體地加以說明。(鋁合金釬焊板的制造)通過DC鑄造，將具有表1所示的組成的Al A24的芯材、A1-10質量％ Si合金或A1-8質量％ Si-2質量％ Zn合金釬料、A1-4質量％ Zn合金的犧牲陽極材進行鑄錠，分別對其兩面進行端面切削至期望的厚度。然后，對于釬料和犧牲陽極材分別實施均質化處理，按釬料-芯材-犧牲陽極材的順序使之組合，實施530°C X4h的加熱后，熱軋制3. Omm 厚，以表3所示的熱軋后卷取成卷。還有，釬料和犧牲陽極材的包覆率為15%。另外，熱軋后，經冷軋成為0. 5mm后，以表2所示的條件實施中間退火，其后經冷軋成為0. 25mm的板材，最終以表2所示的條件實施終退火。另外，還準備在熱軋和冷軋之后不實施中間退火或終退火的板材。接著，以如前述這樣制作的鋁合金釬焊板作為供試材，根據下述所示的方法，測量并評價供試材的金屬間化合物的密度[個/mm2]、釬焊后強度，釬焊性、形成性、耐腐蝕性，釬焊后芯材晶粒直徑，耐熔蝕性，這些結果顯示在表3中。還有，在本實施例中，這些評價項目全部評價為良好的是滿足本發明的要件的實施例，這些評價項目即使有一個評價為不良， 即為不滿足本發明的要件的比較例。(鋁合金釬焊板的制造)通過DC鑄造，將具有表101所示的組成的AlOl AlM的芯材、A1-10質量％ Si 合金或A1-8質量％ Si-2質量％ Si合金釬料、A1-4質量％ Si合金的犧牲陽極材進行鑄錠， 分別對其兩面進行端面切削至期望的厚度。然后，對于釬料和犧牲陽極材分別實施均質化處理，按釬料-芯材-犧牲陽極材的順序使之組合，實施530°C X 4h的加熱后，熱軋制3. Omm 厚，以表103所示的熱軋后卷取成卷。還有，釬料和犧牲陽極材的包覆率為15%。另外，熱軋后，經冷軋成為0.5mm后，以表102所示的條件實施中間退火，其后經冷軋成為0. 25mm的板材，最終以表102所示的條件實施終退火。另外，還準備在熱軋和冷軋之后不實施中間退火或終退火的板材。接著，以如前述這樣制作的鋁合金釬焊板作為供試材，根據下述所示的方法，測量并評價供試材的金屬間化合物的密度[個/mm2]、釬焊后強度，釬焊性、形成性、耐腐蝕性， 釬焊后芯材晶粒直徑，耐熔蝕性，這些結果顯示在表103中。還有，在本實施例中，這些評價項目全部評價為良好的是滿足本發明的要件的實施例，這些評價項目即使有一個評價為不良，即為不滿足本發明的要件的比較例。(金屬間化合物的密度[個/mm2])金屬間化合物的密度，是沿ST方向從兩面研磨芯材的L-LT面直至芯材中央部，通過使用透射型電子顯微鏡觀察而進行測量。觀察位置僅限于，由等厚干涉條紋測量觀察部的膜厚，膜厚為0. 1 0. 3 μ m的位置。而且，各試樣視野各10個，以20000倍進行觀察，對于各視野中的TEM照片進行圖像分析，求得釬焊后的粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度，平衡由各10個視野求得的值，測量金屬間化合物的密度。(釬焊后強度的評價)釬焊后強度，是通過以模擬600°C X 3分鐘的釬焊的條件，對于供試材進行加熱處理后，在室溫下保持7天，使拉伸方向與軋制方向平行而加工成JIS5號試驗片，在室溫下實施拉伸試驗來進行測量。然后，抗拉強度為160MP以上的評價為良好(〇)，抗拉強度低于 160MP的評價不良(X)。另外，加熱處理后芯材熔化而不能進行評價的，評價為不能評價
U 一 ”
ο(釬焊性的評價)釬焊性是根據“鋁釬焊指南，修訂版(竹本正等著，輕金屬焊接結構協會，2003年 3月發行)，，的132 136頁所述的評價方法進行評價。即，在水平放置的下板(3003A1合金板(厚1. OmmX縱寬25mmX橫寬60mm))和相對于該下板垂直豎立配置的上板(供試材 (厚0. 3mmX縱寬25mmX橫寬55mm))之間，夾有Φ 2mm的不銹鋼制的隔離物以設定一定的間隔。另外，在上板的供試材的釬料面側涂布助焊劑(森田化學工業株式會社制FL-7)5g/ m2。然后，間隙填充長度為15mm以上的評價為良好“〇”，間隙填充長度低于15mm的評價為不良“X”。(成形性的評價)成形性是在加熱處理供試材之前，使釬料面一側張出，如此根據“ JIAZ2M7”進行埃氏杯突試驗(Erichsen test)，通過測量張出高度進行評價。然后，張出高度為8mm以下評價為良好(〇)，張出高度低于8mm的評價為不良(X)。(耐腐蝕性的評價)耐腐蝕性是通過以模擬600°C X3分鐘的釬焊的條件對供試材加熱處理后，以犧牲陽極材側為試驗面，進行3個月OY水浸漬試驗，測量腐蝕深度而進行評價。腐蝕深度低于40 μ m的評價為良好(O )，腐蝕深度在40 μ m以上的評價為不良(X)。(釬焊后芯材晶粒直徑的測量和評價)釬焊后芯材晶粒直徑，是以模擬600°C X3分鐘的釬焊的條件進行加熱處理后， 切割成適當的大小后，研磨L-ST面，并且用電解液蝕刻，以100倍對研磨面拍攝照片并進行觀察，通過切片法測量芯材的軋制方向的晶粒直徑。還有，晶粒直徑為5個位置的平均值。然后，釬焊后芯材晶粒直徑為120μπι以上的評價為最好“◎”，釬焊后芯材晶粒直徑為 100 μ m以上、低于120 μ m的評價為良好“〇”，釬焊后芯材晶粒直徑低于100 μ m的評價為不良“X”。(耐熔蝕性的評價)耐熔蝕性的評價，是通過切下釬焊后供試材，埋入樹脂并研磨截面，針對該研磨面以光學顯微鏡觀察釬焊向芯材的侵蝕程度(熔蝕程度)來進行。然后，芯材殘存率(相當于釬焊加熱后的熔蝕最差部的芯材的殘存厚度/加熱前的芯材厚度X100)為70%以上的評價為良好“〇”，芯材殘存率低于70%的評價為不良“ X ”。如表3所示，No. 1 20的供試材，因為滿足本發明的要件，所以為釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性、釬焊后芯材晶粒直徑、耐熔蝕性良好的結果。另一方面，No. 31 54的供試材，因為不滿足本發明的規定的要件，所以為釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性、釬焊后芯材晶粒直徑、耐熔蝕性的某一項不良的結果。具體來說，因為No. 31的供試材，因為芯材中的Si低于0. 3質量％，所以釬焊后強度低。另外，No. 32的供試材，因為芯材中的Si超過1.0質量％，所以釬焊時芯材熔融，不能進行評價。No. 33的供試材，因為芯材中的Mn低于0. 6質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 34的供試材，因為芯材中的Mn超過2. 0質量％，所以成形性低。No. 35的供試材，因為芯材中的Cu低于0. 3質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 36的供試材，因為芯材中的Cu超過1. 0質量％，所以釬焊時芯材熔融，不能進行評價。No. 37的供試材，因為芯材中的Mg低于0. 15質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 38的供試材，因為芯材中的Mg超過0. 5質量％，所以釬焊性低。No. 39的供試材，因為芯材中的Ti低于0. 05質量％，所以耐腐蝕性低。另外No. 40 的供試材，因為芯材中的Ti超過0. 25質量％，所以所形性低。No. 41 52的供試材，因為中間退火最終退火的退火條件不滿足溫度范圍200°C 以上、450°C以下，退火合計時間Ih以上、IOh以下，冷卻速度超過30°C/h的某一條件，所以粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度達不到10000個/mm2以上，并且耐熔蝕性也低。No. 53的供試材，因為熱軋后卷取溫度在360°C以上，所以粒徑低于0. 5 μ m的金屬間化合物的密度不到10000個/mm2以上，并且耐熔蝕性也低。如表103所示，No. 101 120的供試材，因為滿足本發明的要件，所以為釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性、釬焊后芯材晶粒直徑、耐熔蝕性良好的結果。另一方面， No. 131 154的供試材，因為不滿足本發明的規定的要件，所以為釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性、釬焊后芯材晶粒直徑、耐熔蝕性的某一項不良的結果。具體來說，因為No. 131的供試材，因為芯材中的Si低于0. 3質量％，所以釬焊后強度低。另外，No. 132的供試材，因為芯材中的Si超過1. 0質量％，所以釬焊時芯材熔融， 不能進行評價。No. 133的供試材，因為芯材中的Mn低于0. 6質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 134的供試材，因為芯材中的Mn超過2. 0質量％，所以成形性低。No. 135的供試材，因為芯材中的Cu低于0. 3質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 136的供試材，因為芯材中的Cu超過1. 0質量％，所以釬焊時芯材熔融，不能進行評價。No. 137的供試材，因為芯材中的Mg低于0. 15質量％，所以釬焊后強度低。另外 No. 138的供試材，因為芯材中的Mg超過0. 5質量％，所以釬焊性低。No. 139的供試材，因為芯材中的Ti低于0.05質量％，所以耐腐蝕性低。另外 No. 140的供試材，因為芯材中的Ti超過0. 25質量％，所以所形性低。No. 141 152的供試材，因為中間退火最終退火的退火條件不滿足溫度范圍 200°C以上、400°C以下，退火合計時間為Ih以上、IOh以下，在150 200°C范圍內的升溫度速度為20°C /h以上的某一條件，所以粒徑1. 0 μ m的金屬間化合物的密度無法低于5000個 /mm2，并且耐熔蝕性也低。No. 153的供試材，因為熱軋后卷取溫度在360°C以上，所以粒徑1. Ομπι的金屬間化合物的密度無法低于5000個/mm2，并且耐熔蝕性也低。以上，通過用于實施發明的最佳的方式和實施例，對于本發明的鋁合金釬焊板更具體地進行了說明，但本發明的宗旨不受這些記述限定，必須基于權利要求的范圍記述進行更廣義的解釋。另外，基于這些記述進行種種變更、修改等也包含在本發明的宗旨中。表權利要求
1.一種鋁合金釬焊板，其特征在于，是在芯材的至少一側的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Zn系釬料的鋁合金釬焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、 Mg 0. 15 0.5質量％、Ti 0. 05 0. 25質量％，余量是Al和不可避免的雜質，所述芯材內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上。
2.—種鋁合金釬焊板，其特征在于，是在芯材的至少一側的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Zn系釬料的鋁合金釬焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、 Mg 0. 15 0.5質量％、Ti 0. 05 0. 25質量％，余量是Al和不可避免的雜質，所述芯材內部的粒徑為1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。
3.—種鋁合金釬焊板，其特征在于，是在芯材的一側的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Si系釬料，在所述芯材的另一側的面上包覆有犧牲陽極材的鋁合金釬焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、 Mg 0. 15 0.5質量％、Ti 0. 05 0. 25質量％，余量是Al和不可避免的雜質，所述芯材內部的粒徑低于0. 5 μ m的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上。
4.一種鋁合金釬焊板，其特征在于，是在芯材的一側的面上包覆有Al-Si系或 Al-Si-Si系釬料，在所述芯材的另一側的面上包覆有犧牲陽極材的鋁合金釬焊板，其中，所述芯材含有Si 0. 3 1. 0質量％、Mn :0. 6 2. 0質量％、Cu :0. 3 1. 0質量％、 Mg 0. 15 0.5質量％、Ti 0. 05 0. 25質量％，余量是Al和不可避免的雜質，所述芯材內部的粒徑為1. 0 μ m以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。
全文摘要
提供一種鋁合金釬焊板，即使是在芯材中添加Mg的情況下，也能夠既維持釬焊后強度、釬焊性、成形性、耐腐蝕性等，又能夠使耐熔蝕性提高。鋁合金釬焊板，是在芯材的至少一側的面，包覆有Al-Si系或Al-Si-Zn系釬料的釬焊板，其特征在于，所述芯材含有Si0.3～1.0質量％、Mn0.6～2.0質量％、Cu0.3～1.0質量％、Mg0.15～0.5質量％、Ti0.05～0.25質量％，余量由Al和不可避免的雜質構成，所述芯材內部的粒徑低于0.5μm的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度為10000個/mm2以上，或者粒徑1.0μm以上的Mg-Si系、Al-Mg-Cu系、Al-Cu-Mg-Si系金屬間化合物的密度低于5000個/mm2。
文檔編號C22C21/00GK102251155SQ20111013464
公開日2011年11月23日 申請日期2011年5月16日 優先權日2010年5月18日
發明者木村申平, 植田利樹, 泉孝裕 申請人:株式會社神戶制鋼所