耐腐蝕性和釬焊性優異的鋁合金包層材料及其制造方法
【專利摘要】一種釬焊性和耐腐蝕性優異的鋁合金包層材料，其具備包層在鋁合金芯材的一個表面上的犧牲陽極材料和包層在另一個表面上的焊料，芯材由含有Si：0.3～1.5％、Fe：0.1～1.5％、Cu：0.2～1.0％、Mn：1.0～2.0％且Si+Fe＞0.8％的鋁合金構成，1～20μm的當量圓直徑的Al－Mn－Si－Fe系金屬間化合物密度為3.0×105～1.0×106個/cm2，0.1μm以上且小于1μm的當量圓直徑的上述金屬間化合物密度為1.0×107個/cm2以上；犧牲陽極材料由含有Si：0.1～0.6％、Zn：1.0～5.0％、Ni：0.1～2.0％的鋁合金構成。在堿性環境下，鋁合金包層材料顯示良好的耐腐蝕性和釬焊性。
【專利說明】
耐腐蝕性和釬焊性優異的鋁合金包層材料及其制造方法
技術領域
[0001] 本發明涉及例如作為汽車等的熱交換器的構成部件使用的鋁合金包層材料及其 制造方法。進一步詳細而言，涉及例如作為散熱器或加熱器芯等的鋁熱交換器的構成部件 的管、集管或與它們連接的配管材料的原料使用的、在堿性環境下耐腐蝕性和釬焊性優異 的鋁合金包層材料及其制造方法。
【背景技術】
[0002] 圖1(a)、（b)表示作為現有的汽車用鋁制熱交換器之一的散熱器。圖1的汽車用鋁 制熱交換器，在流通冷卻水的管1配置有翅片2,在管1的兩端安裝有集管板3,而組裝芯4。對 芯4實施釬焊處理后，經由襯墊6在集管板3上安裝樹脂罐5A、5B，制成散熱器。作為散熱器的 冷卻水，利用包含各種防銹劑且含有防凍液的弱堿性的水溶液、所謂的長效冷卻劑(LLC) 等。
[0003] 作為這些部件的材料，翅片2使用在A1 - Μη系合金中添加有Zn的厚度約為0.1mm的 板材。另外，對于管1而言，為了防止由冷卻水造成的貫通孔蝕的發生，使用將A1 - Μη系合金 作為芯材、在冷卻水側包層Α1 - Zn系合金作為犧牲陽極材料、在外部大氣側包層Α1 - Si系 合金作為焊料的、厚度約為〇. 2~0.4mm的鋁合金包層材料。集管板3使用約1.0~1.3_厚的 與管1同樣構成的鋁合金包層材料。
[0004] 管1和集管板3所使用的鋁合金包層材料在釬焊加熱時被暴露在約600°C的氣氛 中。因此，犧牲陽極材料中添加的Zn在芯材中形成Zn的擴散層。已知通過存在該Zn擴散層， 在酸性環境下犧牲陽極材料中產生的腐蝕達到芯材后也會側向擴展，經歷長時間也不會產 生貫通孔。
[0005] 如上所述，LLC是含有防銹劑的弱堿性的液體，但除此之外有時也使用井水、江河 水等不具有防銹效果的水質差的水作為冷卻劑。有時這些水質差的水是酸性的，此時，如上 所述，利用犧牲陽極材料的犧牲陽極效果實現防腐蝕。
[0006] 另一方面，已知含有防銹劑的弱堿性的LLC在使用中會劣化，變為強堿性，使管材 產生腐蝕孔。對于堿性環境下的腐蝕而言，無法發揮上述的通過犧牲陽極材料實現的犧牲 陽極效果，腐蝕各向同性地發展。因而提早產生貫通孔。因此，一直研究著對于堿性環境下 的各種防腐蝕設計。
[0007] 專利文獻1提出了一種鋁合金包層材料，該鋁合金包層材料在芯材的一個表面上 包層有焊料、在另一個表面上包層有犧牲陽極材料，由犧牲陽極材料中分散有含Ni的A1 - Ni系金屬間化合物的鋁合金構成。
[0008] 該鋁合金包層材料在犧牲陽極材料表面的存在A1 - Ni系金屬間化合物的部分阻 礙作為覆膜成分的氫氧化鋁的沉積，抑制覆膜的生成。結果，小的覆膜缺陷增多，腐蝕的發 生分散。因此，與覆膜缺陷局部存在的情況相比，這樣的分散的小的覆膜缺陷能夠抑制腐蝕 向深度方向發展，即使在堿性環境下也能夠防止貫通孔的產生。
[0009] 另外，專利文獻2中，通過在犧牲陽極材料中一并添加 Ni和Si，形成A1 - Ni - Si系 金屬間化合物，該化合物比A1 - Ni系金屬間化合物更為微細且密集地分散，因而在堿性環 境下表現出更高的耐腐蝕性。
[0010] 但是，近年來熱交換器存在輕量、小型化的趨勢，為此，期望材料的薄壁化。材料的 薄壁化同時意味著犧牲陽極材料的薄壁化。在上述兩篇專利文獻中，僅對犧牲陽極材料賦 予堿性環境下的防腐蝕作用，一旦腐蝕孔達到部分芯材，腐蝕就會以其為起點迅速地發展。 因此，如果犧牲陽極材料薄壁化，堿性環境下的耐腐蝕性就會明顯降低。
[0011] 相對于此，專利文獻3和4中提出了一種材料，其中，在芯材中也添加 Ni，使A1 - Ni 系金屬間化合物均勻分散在芯材中，由此，即使堿性環境下的腐蝕孔達到部分芯材，也能夠 發揮耐腐蝕性。
[0012] 但是，這些材料中，由于芯材與犧牲陽極材料以相同的速度腐蝕，因此，不能利用 犧牲陽極材料來阻止板厚的減少。結果，存在包層材料的強度降低、以及由于冷卻劑替換成 水質差的水而變成酸性環境時犧牲陽極作用也降低的問題。另外，由于粗大的A1 - Ni系金 屬間化合物在芯材中大量存在，所以釬焊加熱后的晶粒變小，還存在對釬焊性也造成不良 影響的問題。
[0013] 現有技術文獻
[0014] 專利文獻
[0015] 專利文獻1:日本特開2000 - 34532號公報 [0016] 專利文獻2:日本特開2003 - 293061號公報 [0017] 專利文獻3:日本特開2000 - 87170號公報 [0018] 專利文獻4:日本特開2000 - 96169號公報
【發明內容】
[0019] 發明要解決的技術問題
[0020] 本發明鑒于上述現有技術的問題，目的在于提供一種即使發生堿性環境下的腐 蝕，也會使犧牲陽極材料優先腐蝕、不會發生板厚的減小、釬焊性也良好的鋁合金包層材 料。
[0021 ]用于解決技術問題的手段
[0022]本發明的發明人對于上述技術問題進行了研究，結果發現，即便使用現有的A1 - Ni系的犧牲陽極材料，通過適當地控制芯材的A1 - Μη - S i - Fe系金屬間化合物的分散狀 態，即使在堿性環境下也能夠使犧牲陽極材料優先腐蝕，從而能夠獲得不發生板厚的減小、 釬焊性也優異的鋁合金包層材料。
[0023]本發明的項1為一種釬焊性和耐腐蝕性優異的鋁合金包層材料，其特征在于，具備 鋁合金的芯材、包層在該芯材的一個表面上的犧牲陽極材料和包層在該芯材另一個表面上 的A1 - Si系焊料，上述芯材由鋁合金構成，構成上述芯材的鋁合金含有Si :0.3~ 1 · 5mass%、Fe :0 · 1~1 · 5mass%、Cu:0· 2~1 ·Omass%、Mn: 1 ·0~2·Omass%，存在Si含量+Fe 含量多0 · 8mass %的關系，剩余部分包含A1和不可避免的雜質，上述芯材中，具有1~20μπι的 當量圓直徑的Α1 -Μη - Si -Fe系金屬間化合物的密度為3.0 X 105~1.0 X 106個/cm2，并且， 具有Ο.?μπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物的密度為1.0X 107個/cm2以上，上述犧牲陽極材料由錯合金構成，構成上述犧牲陽極材料的錯合金含有Si : Ο· 1~Ο·6mass%、Zn: 1 ·0~5·Omass%、Ni :0 · 1~2 ·Omass%，剩余部分包含A1和不可避免的 雜質。
[0024] 本發明的項2為，在項1中上述芯材還含有選自Ti : 0 · 05~0 · 20mass%、Zr: 0 · 05~ 0 · 20mass%和V:0 · 05~0 · 20mass%、Cr:0 · 05~0 · 20mass% 中的 1種或2種以上。
[0025]本發明的項3為，在項1或2中在600°C、3分鐘的相當于釬焊加熱之后，上述芯材的 結晶粒徑為150μηι以上。
[0026]另外，本發明的項4為，在項1~3的任一項中鋁合金包層材料在600°C、3分鐘的相 當于釬焊加熱之后，具有140MPa以上的拉伸強度。
[0027] 并且，本發明的項5為，在項1~4的任一項中鋁合金包層材料具有5%以上的沿著 乳制方向的伸長度。
[0028] 本發明的項6為一種鋁合金包層材料的制造方法，其用于制造項1~5中任一項所 述的鋁合金包層材料，上述制造方法的特征在于:包括:分別鑄造上述芯材用的鋁合金、犧 牲陽極材料用的鋁合金和焊料用的鋁合金的工序；以高溫對芯材鑄塊進行均熱處理的鑄造 后熱處理工序;在芯材鑄塊的一個表面上包層已制成規定厚度的犧牲陽極材料鑄塊和在另 一個表面上包層已制成規定厚度的焊料鑄塊的包層工序;對包層材料進行熱乳的包層熱乳 工序;對經過包層熱乳的包層材料進行冷乳的冷乳工序;和在冷乳工序的中途和冷乳工序 之后的至少任意一者時對包層材料進行退火的退火工序，上述芯材用鑄塊的鑄造工序具備 以5°C/秒以上的速度對鑄塊進行冷卻的鑄造冷卻步驟，上述鑄造后熱處理工序具備以550 ~620 °C對冷卻后的鑄塊進行5小時以上均熱處理的均熱處理步驟、和以50 °C/小時以上的 速度對經過均熱處理的鑄塊進行冷卻的冷卻步驟，上述包層熱乳工序具備以400~480 °C、5 小時以上的乳制前的加熱步驟，上述退火工序中的退火溫度為400 °C以下。
[0029]本發明的項7為，在項6中上述包層熱乳的乳制開始溫度為480~350°C，乳制結束 溫度為350~250。
[0030]發明效果
[0031]本發明的鋁合金包層材料，即便使用A1 - Ni系鋁合金作為犧牲陽極材料，通過適 當地控制芯材中的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物的分散狀態，即使在堿性環境下犧牲陽 極材料也會優先腐蝕，不發生板厚的減小，釬焊性優異。
【附圖說明】
[0032]圖1是表示現有的汽車用散熱器的構成的正視圖（a)和剖面圖（b)。
【具體實施方式】
[0033]本發明的鋁合金包層材料中，芯材和犧牲陽極材料具有規定的鋁合金組成，在與 犧牲陽極材料的關系上，芯材具有特定的金屬組織。以下對本發明的鋁合金包層材料及其 制造方法進行詳細說明。其中，本發明的鋁合金包層材料適合用于汽車等的熱交換器的構 成部件，例如作為散熱器或加熱器芯等的鋁熱交換器的構成部件的管、集管或與它們連接 的配管材料的原料。
[0034] 1.金屬組合和機械特性
[0035] 1 一1.規定金屬組織的理由
[0036] 首先，對決定本發明的芯材合金的金屬組織的理由進行說明。在存在A1 - Ni系金 屬間化合物的部分，產生氫氧化鋁的覆膜缺陷，腐蝕的發生分散。該作用并不是A1 - Ni系金 屬間化合物所特有的，在A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物中也確認了同樣的作用。在此， A1 - Ni系金屬間化合物不能通過均熱處理等熱處理來調整分布狀態。但是，A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物卻能夠調整分布狀態。綜上所述，通過規定芯材的A1 - Μη-Fe - Si系金 屬間化合物的分散狀態，能夠進一步提高通過添加在犧牲陽極材料中的Ni所實現的堿性環 境下的耐腐蝕性。
[0037] 分散在犧牲陽極材料中的具有Ιμπι以上當量圓直徑的A1 - Ni系金屬間化合物的密 度約為2.0X105個/cm2。因此，通過使具有1~20μπι當量圓直徑的粗大的Al-Mn -Fe -Si系 金屬間化合物在芯材中更為密集地分散，在芯材被暴露于堿性環境下時，腐蝕的起點在芯 材中的分散比犧牲陽極材料中更多。如果腐蝕的起點分散，就能夠抑制腐蝕向板厚方向的 發展，因此，結果優先進行犧牲陽極材料的腐蝕，能夠利用犧牲陽極材料獲得犧牲防腐蝕效 果。但是，在釬焊加熱前的芯材中這樣的粗大的金屬間化合物高密度分散時，釬焊加熱后的 結晶粒徑就會變得非常微細，對釬焊性造成不良影響。為了避免這種情況，使釬焊加熱前的 芯材中分散當量圓直徑〇· Ιμπι以上且小于Ιμπι的微細的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物，實 現釬焊加熱后的結晶粒徑的粗大化。其中，本發明中，當量圓直徑是指相當于圓的直徑。 [0038] 1 一 2.釬焊前的芯材中存在的具有當量圓直徑1~20μπι的Al-Mn - Si-Fe系金屬 間化合物的密度
[0039] 芯材中存在的具有當量圓直徑1~20μπι的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物主要是 在鑄造的凝固中形成的結晶析出物。如上所述，這樣的粗大的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化 合物與A1 - Ni系金屬間化合物同樣，在其存在的部分發生氫氧化鋁覆膜的缺失，腐蝕的發 生分散。于是，由此來發揮抑制腐蝕在板厚方向進展的效果。由于具有低于lMi的當量圓直 徑的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物無法獲得這樣的效果，因此，具有低于Ιμπι的當量圓直 徑的該化合物不在研究對象內。另外，對于具有超過20μπι的當量圓直徑的Α1 - Μη - Fe - Si 系金屬間化合物而言，同樣無法獲得上述的效果，因而也不在研究對象內。
[0040]分散在犧牲陽極材料中的Al-Ni系金屬間化合物的密度約為2.0X105個/cm2。相 對于此，通過使具有1~20μπι當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物在芯材中以上 述A1 - Ni系金屬間化合物的1.5倍以上的密度分散，在芯材暴露于堿性環境下時，腐蝕的起 點比犧牲陽極材料更顯著地大量分散。結果，犧牲陽極材料的腐蝕優先進行，確認了犧牲陽 極材料所帶來的犧牲防腐蝕效果。這樣的效果在芯材中的具有1~20M1當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度小于相當于上述A1 - Ni系金屬間化合物密度的1.5倍的 3.0X105個/cm2時不能充分表現。另一方面，在芯材中的具有1~20μπι當量圓直徑的A1 - Mn-Fe -Si系金屬間化合物的密度超過1.0Χ106個/cm2時，使加工性變差。因此，將芯材中 的具有1~2〇μπι當量圓直徑的Al-Μη - Fe -Si系金屬間化合物的密度規定為3.0X105~ 1 · 0 X 106 個/cm2、優選3 · 3 X 105 ~9 · 5 X 105 個/cm2。
[0041 ] 1一3·釬焊前的芯材中存在的具有0· Ιμπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的Al-Μη - Si - Fe系金屬間化合物的密度
[0042]另一方面，如果具有1~20μπι當量圓直徑的粗大的Al-Mn -Fe -Si系金屬間化合 物在芯材中以高密度分散，在釬焊加熱時能夠成為再結晶晶核的位點就會增加，結果，釬焊 加熱時結晶粒徑減小。一旦釬焊加熱時晶粒減小，釬焊性就會下降。為了抑制這樣的晶粒微 細化，有效的是使具有Ο.?μπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合 物在芯材中微細地分散、減少在釬焊加熱時能夠成為再結晶晶核的位點。另外，具有小于 0. lym的當量圓直徑的A1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物在釬焊加熱中會固溶，因而不能發 揮使再結晶晶核減少的效果，所以不在研究對象內。另外，具有Ιμπι以上的當量圓直徑的 Α1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物會成為再結晶晶核，因此從減少成為再結晶晶核的位點的 觀點來看，不在研究對象內。
[0043] 本發明中，為了使犧牲陽極材料在堿性環境下也能夠發揮犧牲防腐蝕作用，需要 使具有1~20μπι當量圓直徑的粗大的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物在芯材中以3.0X105 ~1.ΟΧΙΟ6個/cm2的非常高的密度分散。因此，在具有0. Ιμπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的 較微細的Al-Mn -Fe -Si系金屬間化合物在芯材中僅以小于1.0 X 107個/cm2存在時，可以 判斷低于被認為釬焊良好的釬焊加熱后的平均結晶粒徑150μπι。基于這樣的理由，將芯材中 存在的具有〇· Ιμπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的Α1 - Μη - Si - Fe系金屬間化合物的密度 規定為1 .〇 X 1〇7個/cm2以上、優選1.5 X 107個/cm2以上。另外，該密度的上限值依賴于芯材 組成和制造方法等，在本發明中為5.0 X 109個/cm2。
[0044] 以上的芯材中的各尺寸的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度，通過選定試樣 中的多個測定位置，利用掃描型電子顯微鏡(SEM)分別對其進行觀察，并對獲得的SEM圖像 進行圖像解析而求出。其中，密度以多個測定結果的算術平均值求出。
[0045] 1 - 4.釬焊后的芯材中的結晶粒徑
[0046]在對本發明的鋁合金包層材料實施相當于釬焊加熱的600°C、3分鐘的加熱處理 時，芯材中的結晶粒徑優選為150μπι以上，更優選為160μπι以上。其上限值依賴于芯材組成和 制造方法等，在本發明中為300μηι。
[0047] 1 一 5.釬焊后的包層材料的強度
[0048]在對本發明的鋁合金包層材料實施相當于釬焊加熱的600°C、3分鐘的加熱處理 時，其拉伸強度優選為140MPa以上，更優選為150MPa以上。其上限值依賴于芯材組成和制造 方法等，在本發明中為220MPa。
[0049] 1 一 6.包層材料的伸長度
[0050]本發明的鋁合金包層材料，作為沿著乳制方向的伸長度，優選具有5%以上、更優 選具有8%以上的伸長度。其上限值依賴于芯材組成和制造方法等，在本發明中為20%。 [0051 ] 2.合金組成
[0052]對于本發明的各部件的A1合金的合金組成，說明其添加元素的意義和組成范圍的 限定理由。
[0053] 2 - 1.芯材
[0054] 芯材的鋁合金以Si、Fe、Cu和Μη為必須元素，以Ti、Zr、V和Cr為選擇性的添加元素。 [0055]芯材中添加的Si發揮使芯材的強度提高的效果。Si含量為0.3~1.5mass% (以下 簡記作。其含量低于0.3 %時，上述效果不充分，超過1.5%時，使芯材的熔點降低，釬 焊時容易發生局部熔融。Si的優選含量為0.5~1.2%。
[0056]芯材中添加的Fe以與Μη的金屬間化合物的形態結晶、析出，有助于分散強化。Fe含 量為0.1~1.5%。其含量小于0.1 %時，上述貢獻不充分，超過1.5 %時，加工性降低。Fe的優 選含量為0.2~0.8%。
[0057]另外，芯材中添加的Si和Fe除了上述作用以外，還與Μη-起形成各種大小的金屬 間化合物，發揮提高堿性環境下的耐腐蝕性和釬焊性的效果。Si含量與Fe含量之和越大，上 述效果越顯著。Si含量+Fe含量在0.8%以上、優選在0.9%以上。低于0.8時，無法充分地獲 得上述效果。另外，從發揮上述效果的觀點考慮，Si含量+Fe含量的上限值優選為2.5%。 [0058]芯材中添加的Cu在母相中固溶，從而發揮大幅度提高材料強度的效果。Cu含量為 0.2~1.0%。其含量低于0.2%時，上述效果不充分，超過1.0%時，晶界析出Al 2Cu的金屬間 化合物，在晶界附近形成PFZ(無析出帶），因而發生晶界腐蝕。Cu的優選含量為0.3~0.8%。
[0059] 芯材中添加的Μη與Si、Fe-起形成各種大小的金屬間化合物，有助于分散強化，并 且也使堿性環境下的耐腐蝕性和釬焊性提高。并且，由于Μη還具有使芯材的電位提高的作 用，因而還能夠增大與犧牲陽極材料的電位差，也使酸性環境下的耐腐蝕性提高。Μη的含量 為1.0~2.0 %。其含量低于1.0 %時，上述各效果不充分，超過2.0 %時，形成粗大的結晶析 出物，制造成品率變差。Μη的優選含量為1.2~1.8 %。
[0060] 芯材中添加的Cr、Zr分別在鋁合金中生成微細的金屬間化合物，發揮使其強度提 高的效果。各自的含量低于〇. 05 %時，上述效果不充分，而在超過0.20 %時，生產粗大的金 屬間化合物，使鋁合金材料的成型加工性降低。因此，C r、Z r的含量分別優選為0.0 5~ 0.20%。其中，Cr、Zr的含量的更優選的范圍分別為0.05~0.15%。
[0061] 芯材中添加的Ti、V分別在鋁合金中生成微細的金屬間化合物，發揮使其強度提高 的效果。并且，這些金屬間化合物以層狀分散。由于這些金屬間化合物的電位高，所以酸性 環境下的腐蝕形態層狀化，發揮使向深度方向的腐蝕難以進展的效果。各自低于0.05%時， 上述各效果不充分，而在超過0.20%時，生成粗大的金屬間化合物，使成型加工性降低。因 此，Ti、V的含量分別優選為0.05~0.20%。其中，Ti、V的含量的更優選的范圍分別為0.05~ 0.15%〇
[0062]以上的Ti、Zr、V和Cr選擇性地添加1種或任意2種以上。另外，芯材中除了含有上述 必須元素和選擇性的添加元素以外，還可以含有分別在0.05%以下、整體在0.15%以下的 Zn、Ni、Sn等不可避免的雜質。
[0063] 2 - 2·犧牲陽極材料
[0064]犧牲陽極材料的鋁合金以Si、Zn和Ni為必須元素。
[0065]犧牲陽極材料中添加的Zn使犧牲陽極材料的電位降低、使對芯材的犧牲防腐蝕效 果提高，發揮抑制酸性環境下芯材的腐蝕的效果。Zn的含量為1.0~5.0%。其含量低于 1.0 %時，上述犧牲防腐蝕效果不充分，而在超過5.0 %時，腐蝕速度加快，反而使耐腐蝕性 變差。Zn的優選含量為2.0~5.0%。
[0066]犧牲陽極材料中添加的Ni形成A1 - Ni系金屬間化合物。在存在該金屬間化合物的 部分，作為覆膜成分的氫氧化鋁的沉積受到阻礙，覆膜的生成受到抑制。結果，小的覆膜缺 陷增多，腐蝕的發生分散。由此，與覆膜缺陷局部存在的情況相比，腐蝕向深度方向的發展 受到抑制，即使在堿性環境下也能夠防止貫通孔的產生。Ni的含量為0.1~2.0%。其含量低 于0.1 %時，上述效果不充分，超過2.0 %時，A1 - Ni系金屬間化合物變得粗大，加工性降低。 Ni的優選含量為0.5~1.5%。
[0067] 犧牲陽極材料中添加的Si與Ni-起形成A1 - Si - Ni系金屬間化合物。由于該A1 - Si - Ni金屬間化合物比A1 - Ni系金屬間化合物更為微細地分散，因而使堿性環境下的腐蝕 更為分散，發揮抑制腐蝕在板厚方向發展的效果。Si的含量為0.1~0.6%。其含量低于 0.1 %時，上述效果不充分，而在超過0.6%時，犧牲陽極材料的腐蝕速度加快。Si的優選含 量為0.2~0.5%。
[0068]另外，犧牲陽極材料中除了含有上述必須元素以外，還可以含有分別在0.05%以 下、整體在0.15%以下的Zr、Cr、V等不可避免的雜質。
[0069] 2 -3.焊料
[0070] 本發明的鋁合金包層材料所使用的焊料，可以使用鋁合金的釬焊中通常使用的鋁 合金。作為這樣的鋁合金，例如可以列舉A1 - 5.0~12.0%Si系合金、A1 - 5.0~12.0%Si - 0.05~5.0%211系合金、厶1 - 5.0~12.0%51 - 0.05~5.0%]\%(81)系合金等。
[0071] 3.制造方法
[0072] 下面，對本發明的熱交換器用鋁合金包層材料的制造方法進行說明。
[0073] 3 - 1·鑄造工序
[0074] 首先，對芯材用鑄塊的鑄造進行說明。將具有規定的成分組成的鋁合金原料熔融， 利用DC(直接冷卻，Direct Chi 11)鑄造法制作芯材的鑄塊。通常利用DC鑄造法時，熔融液凝 固時的鑄造冷卻速度非常快，達到0.5~20 °C /秒，為了使A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物 以高密度結晶析出，需要將該鑄造冷卻速度限制在5°C/秒以上，優選限制在8°C/秒以上。其 中，冷卻速度的上限受到板坯尺寸等的制約，在本發明中優選為15°C/秒。
[0075]由于以這樣快的鑄造冷卻速度進行鑄造，雖然Al-Mn -Fe -Si系金屬間化合物以 高密度結晶析出，但是其當量圓直徑卻小于通常情況，甚至存在小于1M1的化合物。另一方 面，由于冷卻速度快，所以具有低于Ο.?μπι的當量圓直徑的微細的Al-Mn-Fe -Si系金屬間 化合物也以高密度分散。
[0076] 3 - 2.鑄造后熱處理工序
[0077] 3 - 2 - 1.均熱處理時的保持步驟
[0078] 在此，通過對鑄造后的鑄塊進行550~620°C、5小時以上的均熱處理，使具有小于 Ο.?μπι的當量圓直徑的微細的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物固溶，并且使超過Ο.?μπι的粗 大的Α1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物更為粗大化，促進奧氏（Ostwald)生長，從而能夠使具 有1~20μπι的當量圓直徑的粗大的A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物的個數密度為3.0X105 ~1.0 Χ106 個/cm2。
[0079] 上述均熱處理的溫度低于550°C時，具有低于Ο.?μπι的當量圓直徑的微細的Al - Μη - Fe - Si系金屬間化合物不能完全在母相中固溶，導致具有1~20μηι的當量圓直徑的粗 大的Al-Mn-Fe -Si系金屬間化合物的個數密度低于3.0Χ105個/cm2。均熱處理溫度超過 620°C時，芯材發生部分熔融，無法制造均質的材料。優選的均熱處理溫度為580~610°C。
[0080] 另外，均熱處理時間低于5小時時，具有小于ο.?μπι的當量圓直徑的微細的A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物不能完全在母相中固溶，導致具有1~20μηι的當量圓直徑的粗 大的Al-Mn-Fe -Si系金屬間化合物的個數密度低于3.0Χ105個/cm2。因此，均熱處理時間 為5小時以上，優選為8小時以上。另外，均熱處理時間的上限沒有特別限定，但即使進行20 小時以上的處理，效果也會達到飽和，而變得不經濟，因此優選上限為20小時。
[0081 ] 3 - 2 - 2.均熱處理后的冷卻步驟
[0082] 均熱處理后的鑄塊以50°C/小時以上的冷卻速度被冷卻。如上所述，由于均熱處理 在高達550~620°C的高溫下實施，所以在均熱處理步驟中添加元素在母相中大量地固溶。 這樣的大量的固溶狀態能夠通過以高速實施均熱處理后的冷卻來維持。然后，在該冷卻步 驟后，通過后述的包層熱乳前的加熱步驟(400~480 °C、5小時以上），能夠使具有Ο.?μπι以上 且小于Ιμπι的當量圓直徑的微細的Α1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物析出。其中，均熱處理后 的冷卻速度優選為70°C/小時以上。另外，該冷卻速度的上限受到板坯尺寸等的制約，在本 發明中優選為11 〇 °c /秒。
[0083] 后面詳細闡述的包層熱乳前的加熱步驟的溫度為400~480 °C，超過480 °C時，由于 過飽和地固溶的添加元素使得具有1~20μπι的當量圓直徑的粗大的A1 - Μη - Fe - Si系金屬 間化合物進一步生長，而在480°C以下的溫度下，具有0. Ιμπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的 微細的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物重新密集地析出。因此，使均熱處理后的冷卻速度 低于50 °C /小時時，在從均熱處理溫度冷卻至480 °C的過程中，具有1~20μπι的當量圓直徑的 粗大的Α1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物生長，所以固溶元素被利用，在包層熱乳前的加熱 步驟中析出的、具有〇· Ιμπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的微細的Α1-Μη-Fe -Si系金屬間 化合物的數量減少。
[0084] 3 - 3.包層工序
[0085] 接著，犧牲陽極材料用的鑄塊和焊料用的鑄塊通過通常的DC鑄造法鑄造，不實施 鑄造冷卻后的均熱處理及其冷卻。所得到的犧牲陽極材料用的鑄塊和焊料用的鑄塊以500 ~250°C的溫度熱乳至規定的厚度。然后，在均熱處理后經過冷卻的芯材鑄塊的一個表面上 包層已制成規定厚度的犧牲陽極材料鑄塊，在另一個表面上包層已制成規定厚度的焊料鑄 塊。
[0086] 3 - 4.包層熱乳工序
[0087] 3 - 4一 1.乳制前的加熱步驟
[0088] 在上述包層工序中經過包層的包層材料被供于接下來的包層熱乳工序的乳制前 加熱步驟。在乳制前加熱步驟中，鑄塊以400~480°C被熱處理5小時以上。該乳制前的加熱 步驟的溫度超過480°C時，如上所述，在該乳制前加熱步驟中具有0. Ιμπι以上且小于Ιμπι的當 量圓直徑的微細的Al-Mn -Fe -Si系金屬間化合物不析出。另外，在乳制前加熱步驟中的 溫度低于400°C時，不發生足夠析出新的析出物的擴散，不再析出具有0. Ιμπι以上且小于Ιμπι 的當量圓直徑的微細的Al-Mn -Fe -Si系金屬間化合物。另外，乳制前加熱步驟的保持時 間小于5小時時，具有Ο.?μπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的微細的Al-Mn - Fe - Si系金屬 間化合物的個數密度無法達到1.0X107個/cm2。其中，該保持時間的上限沒有特別限定，但 即使處理10小時以上，效果也會達到飽和，而變得不經濟，因此優選將上限設為10小時。
[0089] 3 - 4 - 2.包層熱乳步驟
[0090] 在上述的乳制前加熱步驟后，包層材料被實施包層熱乳。在包層熱乳中，采用通常 的條件，例如采用480~350°C的乳制開始溫度和350~250°C的乳制結束溫度。
[0091] 3 - 5.冷乳工序和退火工序
[0092] 在包層熱乳工序后，乳制板被供于冷乳工序。冷乳工序在通常的條件下進行。并 且，在冷乳工序的中途（中間退火)和冷乳工序之后(最終退火）的至少一者時，包層材料被 供于退火工序。在此，退火溫度為200°C以上400°C以下。在中間退火和/或最終退火的溫度 超過400 °C時，由于芯材的添加元素向犧牲陽極材料和焊料擴散，具有Ο. lwii以上且小于Ιμπι 的當量圓直徑的微細的A1 - Μη-Fe - S i系金屬間化合物再次固溶，導致該金屬間化合物的 個數密度低于1.0 X 1〇7個/cm2。另一方面，在低于200°C的退火溫度下，芯材組織不能充分軟 化，實施退火的意義喪失。其中，關于退火時間，分批式退火時優選為1~5小時，連續式退火 時優選保持時間為〇~60秒。在此，保持時間為0秒是指在達到所期望的退火溫度后立即開 始冷卻。
[0093]由上述工序制得的鋁包層材料通過通常的制造方法制作熱交換器，從而發揮規定 的效果。
[0094] 實施例
[0095] 下面，基于實施例對本發明進行更為詳盡的說明，但本發明不限于這些實施例。
[0096] 通過連續鑄造來鑄造具有表1所示組成的芯材用合金、具有表2所示組成的犧牲陽 極材料用合金、以及4045合金的鑄塊。此時，芯材在鑄造時的冷卻速度如表3所示。其中，在 表1和表2的合金組成中，"一"表示在檢測極限以下，"剩余部分"包括不可避免的雜質。 [0097][表1]
[0098]表 1
[0099]
------------------------ ; --------------------^----------------.*ν·*.--Γ ???Γ-------》~---------ΓΓ-ΓΙΙΙτ\|ΙΓΙΙΓ1?ΓΠΓΓΙΓΠΓ-ΠΓ^ΙΓΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΙΓΙΓ&Γ-ΓΓ-Γ----：------
[0100] [表 2]
[0101] 表2
[0102]
[0103]
[0104]
[0105]
[0106] 對于芯材用鑄塊，進一步以表3所示的條件實施均熱處理。接著，將鑄塊以表3所示 的冷卻速度冷卻。然后，以480°C對犧牲陽極材料用鑄塊和焊料用鑄塊實施熱乳，制成規定 厚度，將它們與芯材用鑄塊組合，制成組合材料，進行包層熱乳(乳制開始溫度:470°C、乳制 結束溫度:300°C)。包層熱乳前的乳制前加熱步驟的條件也示于表3。之后，將這些得到的包 層板依次供于冷乳工序、退火工序（中間退火)冷乳工序，得到厚度0.25mm的最終板(H14)。 中間退火為分批式退火，退火溫度示于表3。其中，退火時間為3小時。另外，犧牲陽極材料和 焊料的包層率分別為15%、10%。如上所述操作，制作包層材料試樣。
[01 07]對于上述包層材料試樣，按照下述方法實施關于"A1 - Mn -Fe - Si系金屬間化合 物密度（1~2(^111)"、11一111一？6 - 3丨系析出物密度(0.1以111以上且小于1以111)"、"相當于釬焊 加熱后的結晶粒徑（相當于NB后的結晶粒徑)"、"相當于釬焊加熱后的拉伸強度(相當于NB 后的TS)"、"成型性"、"耐腐蝕性(酸性環境下)"和"耐腐蝕性(堿性環境下)"的評價。將結果 示于表4~6。其中，在評價時，相當于釬焊加熱是指600°C、3分鐘的加熱處理。
[0108][表 4]
[0109]
[0110] [表 5]
[0111]
[0112][表 6]
[0113]
[0114] (1)具有1~2(^111的當量圓直徑的41一111一？6 - 5丨系金屬間化合物的密度（個/ cm2)
[0115] 具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度通過芯材合 金的SEM觀察(倍率:1000倍)測定。即，通過研磨，使如上所述操作制得的退火工序后的鋁合 金包層材料的沿厚度方向的芯材剖面露出，將該露出面用于芯材合金的試樣。對于各試樣 各進行3個視場的SEM觀察，對于各個視場的SEM圖像利用圖像解析軟件"aζ 〇kun"（ Asah i Kasei Engineering Corporation制）進行顆粒解析，由此求出釬焊加熱前的上述A1 - Μη - Fe - Si系金屬間化合物的密度。其中，取上述3個視場的算術平均值作為密度。
[0116] (2)具有Ο.?μπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的六1一111一？6 - 3丨系金屬間化合物的 密度（個/cm2)
[0117] 具有Ο.?μπι以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的六1一111一？6 - 3丨系金屬間化合物的密 度，與上述(1)同樣操作，進行芯材合金的SEM觀察(倍率:5000倍)并進行圖像解析，由此取3 個視場的算術平均值作為密度。
[0118] (3)相當于NB后的結晶粒徑(μπι)
[0119] 對如上所述操作制得的退火工序后的鋁合金包層材料試樣進行上述相當于釬焊 加熱，然后，通過研磨使與乳制方向正交、且沿著板厚方向的芯材剖面露出，使用光學顯微 鏡(倍率:1〇〇倍)測定平均結晶粒徑。對各試樣各測定5個視場，取它們的算術平均值作為相 當于ΝΒ后的結晶粒徑。其中，相當于ΝΒ后的結晶粒徑為150μπι以上評價為良好，低于該值評 價為不良。
[0120] (4)相當于 ΝΒ 后的 TS(MPa)
[0121] 從如上所述操作制得的退火工序后的鋁合金包層材料試樣切出JIS5號TP，進行上 述的相當于釬焊加熱。按照JIS Z2241利用拉伸試驗機對其測定常溫下的拉伸強度。對各試 樣各測定3個，取它們的算術平均值作為相當于NB后的TS。其中，相當于NB后的TS為140MPa 以上評價為良好，低于該值評價為不良。
[0122] (5)成型性
[0123] 從如上所述操作制得的退火工序后的鋁合金包層材料試樣切出JIS5號TP，按照 JIS Z2241利用拉伸試驗機測定常溫下的伸長度。對各試樣各測定3個，取它們的算術平均 值作為伸長度，將伸長度為5%以上評價為良好，低于該值評價為不良。其中，伸長度由下式 定義。
[0124] 伸長度（％) = {(拉伸試驗后的評價點間的長度一拉伸試驗前的評價點間的長 度)/(拉伸試驗前的評價點間的長度）} X 100
[0125] (6)耐腐蝕性(酸性環境下）
[0126] 對如上所述操作制得的退火工序后的鋁合金包層材料試樣（寬度3cmX長度3cm) 實施上述的相當于釬焊加熱，制成腐蝕試驗試樣。然后，按照下述方法進行腐蝕試驗，利用 光學顯微鏡(倍率:200倍)檢查是否存在貫通和是否存在晶界腐蝕。將沒有貫通、且沒有晶 界腐蝕的評價為良好，此外評價為不良。
[0127] 腐蝕液：在NaCl 226mg、Na2S〇4 89mg、FeCl3 · 6H20 145mg、CuCl2 · 2H20 2.6mg中加 入蒸餾水，調節為1L的液體
[0128] 方法：以比液量1 OmL/cm2的條件在88 °C的腐蝕液中浸漬8小時后，在室溫氣氛中保 持16小時，一邊實施這樣的溫度循環，一邊進行浸漬試驗90天，評價耐腐蝕性。
[0129] (7)耐腐蝕性(堿性環境下）
[0130] 對如上所述操作制得的退火工序后的鋁合金包層材料試樣（寬度3cmX長度3cm) 實施上述的相當于釬焊加熱，制成腐蝕試驗試樣。然后，按照下述方法進行腐蝕試驗，利用 光學顯微鏡(倍率:200倍)檢查是否存在貫通和是否存在晶界腐蝕。將沒有貫通、且沒有晶 界腐蝕的評價為良好，此外評價為不良。
[0131] 腐蝕液：在NaCl 226mg、Na2S〇4 89mg、FeCl3 · 6H20 145mg、CuCl2 · 2H20 2.6mg中加 入蒸餾水，調節為1L，之后，用NaOH將pH調節為11的液體
[0132] 方法：以比液量1 OmL/cm2的條件在88 °C的腐蝕液中浸漬8小時后，在室溫氣氛中保 持16小時，一邊實施這樣的溫度循環，一邊進行浸漬試驗90天，評價耐腐蝕性。
[0133] 在本發明例1~22、36~43和50~61中，具有1~20μπι的當量圓直徑的A1-Μη - Fe -Si系金屬間化合物的密度為3. ΟΧΙΟ5~1.0 Χ106個/cm2,并且具有Ο.?μπι以上且低于1μ m的當量圓直徑的Al-Μη-Fe -Si系金屬間化合物的密度為1.0 Χ107個/cm2以上，相當于ΝΒ 后的結晶粒徑在150μπι以上，相當于NB后的TS在140MPa以上，酸性環境下和堿性環境下的耐 腐蝕性均良好，成型性也良好。
[0134] 相對于此，在比較例23中，由于芯材的Si含量過少，所以相當于NB后的TS不良。
[0135] 在比較例24中，由于芯材的Si含量過多，所以相當于NB后的TS不良，成型性也不 良。
[0136] 在比較例25中，由于芯材的Fe含量過少，所以相當于NB后的TS不良。
[0137] 在比較例26中，由于芯材的Fe含量過多，所以具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度過大。結果，成型性不良。
[0138] 在比較例27中，由于芯材的Cu含量過少，所以相當于NB后的TS不良。
[0139] 在比較例28中，由于芯材的Cu含量過多，所以酸性環境下發生晶界腐蝕，酸性環境 下的耐腐蝕性不良。
[0140] 在比較例29中，由于芯材的Μη含量過少，所以相當于NB后的TS不良。
[0141] 在比較例30中，由于芯材的Μη含量過多，所以成型性不良。
[0142] 在比較例31中，由于芯材的Ti含量過多，所以成型性不良。
[0143] 在比較例32中，由于芯材的Zr含量過多，所以成型性不良。
[0144] 在比較例33中，由于芯材的V含量過多，所以成型性不良。
[0145] 在比較例34中，由于芯材的Cr含量過多，所以成型性不良。
[0146] 在比較例35中，由于芯材的Si含量與Fe含量之和過少，所以具有1~20μπι和0· Ιμπι 以上且小于Ιμπι的當量圓直徑的Al-Μη-Fe -Si系金屬間化合物的密度均過小。結果，堿性 環境下發生貫通，堿性環境下的耐腐蝕性不良。
[0147] 在比較例44中，由于犧牲陽極材料的Si含量過少，所以堿性環境下發生貫通，堿性 環境下的耐腐蝕性不良。
[0148] 在比較例45中，由于犧牲陽極材料的Si含量過多，所以酸性環境下發生貫通，酸性 環境下的耐腐蝕性不良。
[0149] 在比較例46中，由于犧牲陽極材料的Zn含量過少，所以酸性環境下發生貫通，酸性 環境下的耐腐蝕性不良。
[0150] 在比較例47中，由于犧牲陽極材料的Zn含量過多，所以酸性環境下發生貫通，酸性 環境下的耐腐蝕性不良。
[0151] 在比較例48中，由于犧牲陽極材料的Ni含量過少，所以堿性環境下發生貫通，堿性 環境下的耐腐蝕性不良。
[0152] 在比較例49中，由于犧牲陽極材料的Ni含量過多，所以成型性不良。
[0153] 在比較例62中，由于鑄造冷卻速度過慢，所以具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度過小。結果，堿性環境下發生貫通，堿性環境下的耐腐蝕 性不良。
[0154] 在比較例63中，由于均熱處理溫度過低，所以具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度過大。結果，堿性環境下發生貫通，堿性環境下的耐腐蝕 性不良。
[0155] 在比較例64中，由于均熱處理溫度過高，所以相當于NB后的TS不良，成型性也不 良。
[0156] 在比較例65中，由于均熱處理時間過短，所以具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物的密度過小。結果，堿性環境下發生貫通，堿性環境下的耐腐蝕 性不良。
[0157] 在比較例66中，由于均熱處理后的冷卻速度過慢，所以具有Ο.?μπι以上Ιμπι以下的 當量圓直徑的Α1 -Μη - Fe - Si系金屬間化合物的密度過小。結果，相當于ΝΒ后的結晶粒徑 不良。
[0158]在比較例67中，由于乳制前加熱溫度過低，所以具有0· Ιμπι以上Ιμπι以下的當量圓 直徑的Α1 - Μη-Fe - Si系金屬間化合物密度過小。結果，相當于ΝΒ后的結晶粒徑不良。 [0159]在比較例68中，由于乳制前加熱溫度過高，所以具有Ο.?μπι以上Ιμπι以下的當量圓 直徑的Al-Mn-Fe -Si系金屬間化合物的密度過小。結果，相當于ΝΒ后的結晶粒徑不良。 [0160]在比較例69中，由于乳制前加熱時間過短，所以具有0· Ιμπι以上Ιμπι以下的當量圓 直徑的Al-Mn-Fe -Si系金屬間化合物的密度過小。結果，相當于ΝΒ后的結晶粒徑不良。 [0161] 在比較例70中，由于中間退火溫度過高，所以具有0· Ιμπι以上Ιμπι以下的當量圓直 徑的Al-Mn-Fe -Si系金屬間化合物的密度過小。結果，相當于ΝΒ后的結晶粒徑不良。
[0162] 產業上的可利用性
[0163] 本發明的鋁合金包層材料即使在堿性環境下也具有良好的耐腐蝕性，且具有優異 的釬焊性。
[0164] 符號說明
[0165] 1:管
[0166] 2:翅片
[0167] 3:集管板
[0168] 4:芯
[0169] 5A、5B:樹脂罐
[0170] 6:襯墊
【主權項】
1. 一種釬焊性和耐腐蝕性優異的鋁合金包層材料，其特征在于： 具備鋁合金的芯材、包層在該芯材的一個表面上的犧牲陽極材料和包層在該芯材另一 個表面上的A1 - Si系焊料， 所述芯材由鋁合金構成，構成所述芯材的鋁合金含有Si :0.3~1.5mass%、Fe : 0.1~ 1 ·5mass%、Cu:0·2~1 ·Omass%、Mn: 1 ·0~2·Omass%，存在Si含量+Fe含量多0·8mass%的 關系，剩余部分包含A1和不可避免的雜質，所述芯材中，具有1~20μπι的當量圓直徑的A1 - Mn -Si -Fe系金屬間化合物的密度為3.0 X 105~1.0 X 106個/cm2，并且，具有0. Ιμπι以上且 小于Ιμπι的當量圓直徑的Al-Mn -Si-Fe系金屬間化合物的密度為1.0Χ107個/cm2以上， 所述犧牲陽極材料由鋁合金構成，構成所述犧牲陽極材料的鋁合金含有Si :0.1~ 0.6mass%、Zn: 1.0~5.0mass%、Ni :0.1~2.0mass%，剩余部分包含A1和不可避免的雜質。2. 如權利要求1所述的釬焊性和耐腐蝕性優異的鋁合金包層材料，其特征在于： 所述芯材還含有選自 Ti :0.05~0.20mass%、Zr:0.05~0.20mass%、V:0.05~ 0 · 20mass % 和Cr: 0 · 05~0 · 20mass % 中的 1 種或2種以上。3. 如權利要求1或2所述的鋁合金包層材料，其特征在于： 在600°C、3分鐘的相當于釬焊加熱之后，所述芯材的結晶粒徑為150μπι以上。4. 如權利要求1~3中任一項所述的鋁合金包層材料，其特征在于： 在600 °C、3分鐘的相當于釬焊加熱之后，具有140MPa以上的拉伸強度。5. 如權利要求1~4中任一項所述的鋁合金包層材料，其特征在于： 具有5%以上的沿著乳制方向的伸長度。6. -種鋁合金包層材料的制造方法，其用于制造權利要求1~5中任一項所述的鋁合金 包層材料，所述制造方法的特征在于，包括： 分別鑄造所述芯材用的鋁合金、犧牲陽極材料用的鋁合金和焊料用的鋁合金的工序； 以高溫對芯材鑄塊進行均熱處理的鑄造后熱處理工序； 在芯材鑄塊的一個表面上包層已制成規定厚度的犧牲陽極材料鑄塊和在另一個表面 上包層已制成規定厚度的焊料鑄塊的包層工序； 對包層材料進行熱乳的包層熱乳工序； 對經過包層熱乳的包層材料進行冷乳的冷乳工序;和 在冷乳工序的中途和冷乳工序之后的一者或兩者時對包層材料進行退火的退火工序， 所述芯材用鑄塊的鑄造工序具備以5°C/秒以上的速度對鑄塊進行冷卻的鑄造冷卻步 驟， 所述鑄造后熱處理工序具備以550~620 °C對冷卻后的鑄塊進行5小時以上均熱處理的 均熱處理步驟、和以50°C/小時以上的速度對經過均熱處理的鑄塊進行冷卻的冷卻步驟， 所述包層熱乳工序具備以400~480 °C、5小時以上的乳制前的加熱步驟， 所述退火工序中的退火溫度為400 °C以下。7. 如權利要求6所述的鋁合金包層材料的制造方法，其特征在于： 所述包層熱乳的乳制開始溫度為480~350 °C，乳制結束溫度為350~250。
【文檔編號】B21B1/22GK106068332SQ201580012680
【公開日】2016年11月2日
【申請日】2015年3月11日 公開號201580012680.1, CN 106068332 A, CN 106068332A, CN 201580012680, CN-A-106068332, CN106068332 A, CN106068332A, CN201580012680, CN201580012680.1, PCT/2015/1341, PCT/JP/15/001341, PCT/JP/15/01341, PCT/JP/2015/001341, PCT/JP/2015/01341, PCT/JP15/001341, PCT/JP15/01341, PCT/JP15001341, PCT/JP1501341, PCT/JP2015/001341, PCT/JP2015/01341, PCT/JP2015001341, PCT/JP201501341
【發明人】成田涉
【申請人】株式會社Uacj