硬钎焊接合结构体
阅读：165发布：2020-05-13
专利汇可以提供硬钎焊接合结构体专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 的 硬钎焊 接合结构体是对于在如下的 铝 合金 所构成的芯材上包覆有由Al‑Si系合金构成的钎料的硬钎焊板进行硬钎焊而成。该 铝合金 含有Si：高于0.3并在1.0 质量 ％以下、Mn：高于0.6并在2.0质量％以下、Cu：高于0.3并在1.0质量％以下、Mg：高于0.15并在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，平均晶粒直径为50μm以上，存在于 晶界 的Mg‑Si系金属间化合物和Al‑Mg‑Si‑Cu系金属间化合物的占有率在40％以下。，下面是硬钎焊接合结构体专利的具体信息内容。
1.一种硬钎焊接合结构体，是对于在由铝合金构成的芯材的至少一侧的面包覆有由Al-Si系合金构成的钎料的硬钎焊板进行硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体，其中，构成所述芯材的铝合金含有Si：高于0.3并在1.0质量％以下、Mn：高于0.6并在2.0质量％以下、Cu：高于0.3并在1.0质量％以下、Mg：高于0.15并在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，
所述芯材的平均晶粒直径为50μm以上，
存在于所述芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率为40％以下。
2.根据权利要求1所述的硬钎焊接合结构体，其中，构成所述芯材的铝合金进一步限定为Fe：低于0.15质量％。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的硬钎焊接合结构体，其中，构成所述芯材的铝合金，还含有Ti：高于0.05并在0.25质量％以下。
4.根据权利要求1所述的硬钎焊接合结构体，其中，所述硬钎焊板在所述芯材的另一侧的面包覆有牺牲阳极材。
5.根据权利要求2所述的硬钎焊接合结构体，其中，所述硬钎焊板在所述芯材的另一侧的面包覆有牺牲阳极材。
6.根据权利要求3所述的硬钎焊接合结构体，其中，所述硬钎焊板在所述芯材的另一侧的面包覆有牺牲阳极材。
硬钎焊接合结构体
技术领域
背景技术
[0003] 近年来，强烈要求汽车用热交换器的轻量化，对于硬钎焊板要求进一步的薄壁化。为了薄壁化，需要提高硬钎焊后的硬钎焊板的抗拉强度。因此，作为硬钎焊板的芯材，开发出Al-Si-Cu-Mn系合金和进一步添加有Mg的合金等抗拉强度优异的铝合金。
[0005] 现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1：日本国特开2009-22981号公报
[0008] 发明要解决课题
[0009] 一般，作为汽车等的热交换器的原材，要求硬钎焊后的抗拉强度和耐腐蚀性。因此，在薄壁化的要求之中，不仅希望硬钎焊后的抗拉强度，对于耐腐蚀性也希望在性能上更进一步提高。专利文献1所公开的硬钎焊板虽然硬钎焊后的抗拉强度优异，但关于耐腐蚀性未必称得上充分。
发明内容
[0010] 本发明鉴于这样的状况而形成，其课题在于，提供一种既维持着硬钎焊性、成形性，硬钎焊后的抗拉强度和耐腐蚀性又优异的硬钎焊接合结构体。
[0011] 用于解决课题的手段
[0012] 作为硬钎焊后的抗拉强度优异的铝合金，由于存在Al-Si-Cu-Mn-Mg系的高强度合金，所以，本发明人等以使用该合金作为硬钎焊板的芯材的原材为前提，就硬钎焊后的构成硬钎焊板的芯材的微观的结晶结构与耐腐蚀性的关系进行研究。
[0013] 其结果发现，若芯材的平均晶粒直径低于50μm，则晶界的体积率增加，耐腐蚀性降低。此外，在使用了Al-Si-Cu-Mn-Mg系的铝合金的硬钎焊板的芯材中，在硬钎焊加热后的冷却时，Mg-Si系和Al-Mg-Si-Cu系的金属间化合物在晶界优先析出，以及在晶界邻域形成Si和Cu的固溶元素缺乏层。然后，由于该缺乏层其电位比晶粒内低，所以容易优先腐蚀，因此发现，该缺乏层的晶界腐蚀敏感性高，耐腐蚀性降低。
[0014] 在晶界邻域之所以形成Si和Cu的固溶元素缺乏层，被认为是由于Mg-Si系和Al-Mg-Si-Cu系的金属间化合物在晶界析出。因此，为了实现耐腐蚀性的提高，推定重点是抑制这样的金属间化合物的析出。
[0015] 因此，在讨论Mg-Si系和Al-Mg-Si-Cu系的金属间化合物的析出的程度与耐腐蚀性的关系时，发现具有良好的关联性。此外还发现，为了适当地抑制Mg-Si系和Al-Mg-Si-Cu系的金属间化合物的析出，在各种各样的制造条件之中，最有效的是将硬钎焊加热后的冷却速度控制在特定的速度以上，从而达到了本发明。
[0016] 即，本发明是将Al-Si-Cu-Mn-Mg系的铝合金用于芯材的硬钎焊板所构成的硬钎焊接合结构体，通过将芯材的平均晶粒直径控制在既定的数值以上，将存在于芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率控制在既定的数值以下，成功地开发出不仅硬钎焊后的抗拉强度优异，而且耐腐蚀性也优异的硬钎焊接合结构体。
[0017] 为了解决所述课题，本发明的硬钎焊接合结构体，是对于在由铝合金构成的芯材的至少一侧的面包覆有由Al-Si系合金构成的钎料的硬钎焊板进行硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体，其特征在于，构成所述芯材的铝合金含有高于Si：0.3并在1.0质量％以下、Mn：高于0.6并在2.0质量％以下、Cu：高于0.3并在1.0质量％以下、Mg：高于0.15产在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成，所述芯材的平均晶粒直径为50μm以上，存在于所述芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率为40％以下。
[0018] 如此，通过以具有特定的组成的铝合金作为硬钎焊板的芯材，将芯材的平均晶粒直径控制在既定的数值以上，将金属间化合物的占有率控制在40％以下，可以使硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体的抗拉强度和耐腐蚀性提高。
[0019] 另外，本发明的硬钎焊接合结构体中，优选构成所述芯材的铝合金进一步限定为Fe：低于0.15质量％。
[0020] 另外，本发明的硬钎焊接合结构体中，优选构成所述芯材的铝合金，还含有Ti：高于0.05并在0.25质量％以下。
[0021] 根据这样的构成，能够使耐腐蚀性进一步提高。
[0023] 发明效果
[0025] 图1是本发明的硬钎焊接合结构体形成的热交换器的要部的放大立体图。
[0026] 图2A是表示存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的分布状态的TEM照片的示意图，是对于硬钎焊板进行加热处理后，以250℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0027] 图2B是表示存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的分布状态的TEM照片的示意图，是对于硬钎焊板进行加热处理后，以100℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0028] 图3A是表示存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率的测量方法的一例的TEM照片的示意图，是对于硬钎焊板进行加热处理后，以250℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0029] 图3B是表示存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率的测量方法的一例的TEM照片的示意图，是对于硬钎焊板进行加热处理后，以100℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0030] 图3C是与图3A和图3B对应，只显示晶界B的示意图。
具体实施方式
[0031] 以下，就用于实施本发明的硬钎焊接合结构体的方式详细地加以说明。首先，对于构成本发明的芯材的铝合金进行说明。
[0032] (芯材)
[0033] 构成本发明的芯材的铝合金含有Si：高于0.3并在1.0质量％以下、Mn：高于0.6并在2.0质量％以下、Cu：高于0.3并在1.0质量％以下、Mg：高于0.15并在0.5质量％以下，余量由Al和不可避免的杂质构成。另外，构成本发明的芯材的铝合金优选限制为Fe：低于0.15质量％，优选还含有Ti：高于0.05并在0.25质量％以下。
[0034] 以下，对于构成本发明的芯材的铝合金的各构成元素进行说明。
[0035] (芯材的Si：高于0.3并在1.0质量％以下)
[0036] 使Si与Mg共存时，形成Mg2Si，具有使硬钎焊后的铝合金的抗拉强度提高的效果。在0.3质量％以下时，该效果小。另一方面，若高于1.0质量％，则芯材的固相线温度降低，因此硬钎焊时芯材有可能熔融。因此，Si的含量的下限为0.3质量％以上，优选为0.5质量％以上。另外，上限为1.0质量％以下，优选为0.8质量％以下。
[0037] (芯材的Mn：高于0.6并在2.0质量％以下)
[0038] Mn形成Al-Mn-Si系金属间化合物，具有使硬钎焊后的铝合金的抗拉强度提高的效果。在0.6质量％以下时，铝合金的抗拉强度的提高效果不充分。另一方面，若高于2.0质量％，则铸造时形成的粗大的金属间化合物的量增加，有可能使成形性降低。因此，Mn的含量的下限为0.6质量％以上，优选为0.7质量％以上。另外，上限为2.0质量％以下，优选为1.7质量％以下。
[0039] (芯材的Cu：高于0.3并在1.0质量％以下)
[0040] Cu固溶而具有使抗拉强度提高的效果。在0.3质量％以下时，铝合金的抗拉强度的提高效果不充分。另一方面，若高于1.0质量％，则芯材的固相线温度降低，因此硬钎焊时芯材有可能熔融。因此，Cu的含量的下限为0.3质量％以上，优选为0.5质量％以上。另外，上限为1.0质量％以下，优选为0.9质量％以下。
[0041] (芯材的Mg：高于0.15并在0.5质量％以下)
[0042] 使Mg与Si共存时，形成Mg2Si，使硬钎焊后的铝合金的抗拉强度提高。在0.15质量％以下时，该效果小。另一方面，若高于0.5质量％，则硬钎焊加热时在助焊剂中熔化的Mg量增加，使助焊剂的功能受损，因此硬钎焊性有可能降低。因此，Mg的含量的下限高于0.15质量％。另外，上限为0.5质量％以下，优选为0.3质量％以下。
[0043] (芯材的Fe：低于0.15质量％)
[0044] Fe在铸造时形成粗大的Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-(Fe、Mn)-Si系等的化合物。在0.15质量％以上时，粗大的Al-Fe系、Al-Fe-Si系、Al-(Fe、Mn)-Si系等的化合物的量增加，硬钎焊加热后的芯材的平均晶粒直径变小，晶界腐蚀容易发生。因此，Fe的含量优选限制在低于0.15质量％。
[0045] (芯材的Ti：高于0.05并在0.25质量％以下)
[0046] Ti在Al合金中形成Ti-Al系化合物而层状分散。Ti-Al系化合物因为电位高，所以具有腐蚀形态呈层状化、腐蚀(点腐蚀)难以朝向厚度方向进展的效果。在0.05质量％以下时，腐蚀形态的层状化效果小，若高于0.25质量％，则由于粗大的金属间化合物形成，导致成形性有可能降低。因此，添加Ti时，Ti的含量为高于0.05并在0.25质量％以下。
[0047] (余量为Al和不可避免的杂质)
[0048] 作为Si、Mn、Cu、Mg和Al以外的元素，是上述的Fe、Ti和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可设想有Zn、C、Ni、Na、Ca、V等元素。为了使这些元素均不阻碍本发明的特征，优选各个元素的含量分别低于0.3质量％，这些元素的合计的含量为1.0质量％以下。
[0049] (芯材的平均晶粒直径)
[0050] 在硬钎焊加热后的芯材中，即，在对于硬钎焊板进行硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体的芯材中，平均晶粒直径需要为50μm以上。若平均晶粒直径低于50μm，则晶界的体积率增加，晶界腐蚀容易发生。优选的平均晶粒直径为100μm以上。
[0051] 在硬钎焊加热后的芯材中，即，在对于硬钎焊板进行硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体的芯材中，为了使平均晶粒直径为50μm以上，需要使制造硬钎焊板时的热轧后的卷材卷取温度(结束热轧而刚刚卷取成卷材之后的温度)为高于250℃的温度。如果为250℃以下的温度，则在热轧后的芯材中应变过剩地积累，使硬钎焊加热后的芯材的晶粒微细化，晶界腐蚀容易发生。热轧后的卷材卷取温度能够在刚刚卷取之后的卷材的端面触碰接触式的温度计进行测量。
[0052] (存在于芯材的晶界的金属间化合物的占有率)
[0053] 在硬钎焊加热后的芯材中，即，在对于硬钎焊板进行硬钎焊而成的硬钎焊接合结构体的芯材中，存在于晶界的、Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率需要为40％以下。
[0054] 在硬钎焊加热后的冷却时，若Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系的金属间化合物在晶界析出，则会在晶界邻域形成Si、Cu的固溶元素缺乏层。该缺乏层比晶粒内电位低，容易优先腐蚀。因此，若金属间化合物的占有率高于40％，则Si、Cu固溶元素缺乏层增大，容易成为晶界腐蚀形态，耐腐蚀性降低。
[0055] 在硬钎焊加热后的芯材中，为了使存在于晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率为40％以下，有效的是使从作为通常的硬钎焊加热保持温度的580～630℃至100℃的冷却速度为130℃/分以上。冷却速度低于130℃/分时，冷却时Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物在晶界析出，容易生长，因此所述金属间化合物的占有率将增大。优选的冷却速度高于200℃/分。
[0056] 在此，存在于芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率，根据以下的方法测量。
[0057] 以600℃、3分钟这样的条件，对于在由铝合金构成的芯材的至少一侧的面包覆有由Al-Si系合金构成的钎料的硬钎焊板进行加热处理。以既定的冷却速度进行冷却后，沿厚度方向从两面研磨板面至芯材中央部，利用透射型电子显微镜(TEM)进行观察。由等厚干涉条纹测量观察部的厚度，观察位置仅为厚度为0.1～0.3μm的位置。以10000倍观察各试样的晶界邻域各10个视野，对于各个视野的TEM照片进行图像分析，以从10个视野得到的金属间化合物的占有率的平均值作为金属间化合物的占有率。
[0058] 以下说明金属间化合物的占有率的具体的计算方法。
[0059] 图2A和图2B都是表示存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的分布状态的TEM照片的示意图，图2A是对于硬钎焊板进行加热处理后，以250℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图，图2B是对于硬钎焊板进行加热处理后，以100℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0060] 无论在任一示意图中，均显示了合金的结晶粒子的晶界B和存在于晶界附近的金属间化合物C。测量金属间化合物的占有率时作为测量对象的金属间化合物C，是存在于晶界B上的金属间化合物C，是与晶界B稍有接触的金属间化合物C。
[0061] 图3A、图3B和图3C，均是用于说明存在于硬钎焊后的芯材的晶界的Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率的测量方法的TEM照片的示意图。
[0062] 图3A、图3B分别与图2A、图2B对应，图3A是对于硬钎焊板进行加热处理后，以250℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图，图3B是对于硬钎焊板进行加热处理后，以100℃/分的冷却速度进行冷却时的TEM照片的示意图。
[0063] 图3C与图3A和图3B对应，是只显示晶界B的示意图。
[0064] 首先，如图3C所示，测量图上存在的3条晶界B的各自的长度Lb1、Lb2、Lb3，求得它们的和Lb(式(1))。
[0065] Lb＝Lb1+Lb2+Lb3…(1)
[0066] 其次，在图3A中，测量存在于晶界B上的5个金属间化合物C的各自的纵长方向的长度LP1、LP2、LP3、LP4、LP5，求得它们的和LP(式(2))。
[0067] LP＝LP1+LP2+LP3+LP4+LP5…(2)
[0068] 图3A中的金属间化合物C的占有率A，作为LP除以Lb的比率(％)计算(式(3))。
[0069] A＝LP/Lb×100(％)…(3)
[0070] 同样，如图3C所示，测量图上存在的3条晶界B的各自的长度Lb1、Lb2、Lb3，求得它们的和Lb(式(4))。
[0071] Lb＝Lb1+Lb2+Lb3…(4)
[0072] 其次，在图3B中，测量存在于晶界B上的7个金属间化合物C的各自的纵长方向的长度LP10、LP11、LP12、LP13、LP14、LP15、LP16，求得它们和LP’(式(5))。
[0073] LP’＝LP10+LP11+LP12+LP13+LP14+LP15+LP16…(5)
[0074] 图3B的金属间化合物C的占有率A’，作为LP’除以Lb的比率(％)计算(式(6))。
[0075] A’＝LP’/Lb×100(％)…(6)
[0076] 如此计算出的金属间化合物的占有率，图2A的情况是18％，图2B的情况是45％。
[0077] (钎料)
[0078] 作为钎料，使用Al-Si系合金。其中，优选含有Si为4.0～12.0质量％的Al-Si系合金。若Si的含量低于4.0质量％，则液相率变低，硬钎焊容易不充分。另一方面，若高于12.0质量％，则粗大的初晶Si容易发生，成形加工时容易发生裂纹。
[0079] 另外，为了使钎料低电位化，使钎料拥有牺牲阳极效果，也可以在含有Si为4.0～12.0质量％的Al-Si系合金中，添加1.0～7.0质量％的Zn。这时，若Zn低于1.0质量％，则低电位化的程度小，牺牲防腐效果容易不充分。若Zn高于7.0质量％，则在硬钎焊加热后形成于与其他构件的接合部的钎料池(钎缝)部中，Zn容易浓缩，钎缝部容易被优先腐蚀。
[0080] 在本发明的硬钎焊板中，优选钎料在每一面以厚度15μm以上且包覆率1～25％被包覆。钎料厚度低于15μm时，钎料的绝对量不足，硬钎焊性有可能降低。另一方面，若钎料厚度高于包覆率25％而变厚，则钎料的流动量过剩，一部分会侵蚀芯材，有可能发生芯材的腐蚀。还有，作为在两面具备钎料的铝合金硬钎焊板的情况下，各个面的钎料可以是相同成分的铝合金，也可以不同。
[0081] (牺牲阳极材)
[0082] 在本发明的硬钎焊板中，也可以在所述的芯材的一侧的面具备所述钎料，在与钎料相反侧的另一侧的面包覆牺牲阳极材，从而使来自这一面侧的耐腐蚀性提高。用具备这样的牺牲阳极材的硬钎焊板制作硬钎焊接合结构体时，以具备牺牲阳极材的面成为腐蚀环境侧的方式成形部件。
[0083] 作为牺牲阳极材，例如使用含有Zn为1.0～6.0质量％的Al-Zn合金。Zn具有的效果是，使牺牲阳极材低电位化，使之拥有牺牲阳极效果。若Zn低于1.0质量％，则牺牲防腐效果容易不充分，若高于6.0质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此有可能不能确保充分的耐腐蚀性。
[0084] 另外，作为牺牲阳极材，也可以使用含有Si为0.1～1.0质量％，Zn为1.0～6.0质量％的Al-Si-Zn合金。Si发挥着提高牺牲阳极材的抗拉强度的作用。如果Si的含量低于0.1质量％，则抗拉强度的提高效果不充分，若高于1.0质量％，则牺牲阳极材的固相线温度降低，硬钎焊加热时有可能熔融。如果Zn的含量低于1.0质量％，则牺牲防腐效果不充分，若高于6.0质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此有可能不能确保充分的耐腐蚀性。
[0085] 此外，作为牺牲阳极材，也可以使用含有Mg为0.1～4.0质量％，Si为0.1～1.0质量％，Zn为1.0～6.0质量％的Al-Mg-Si-Zn合金。
[0086] 使Mg与Si共存时，形成Mg2Si，具有使硬钎焊后的抗拉强度提高的效果。如果Mg的含量低于0.1质量％，抗拉强度的提高效果不充分，若高于4.0质量％，牺牲阳极材的固相线温度降低，硬钎焊加热时有可能熔融。如果Si的含量低于0.1质量％，则抗拉强度的提高效果不充分，若高于1.0质量％，则牺牲阳极材的固相线温度降低，硬钎焊加热时有可能熔融。如果Zn的含量低于1.0质量％，则牺牲防腐效果不充分，若高于6.0质量％，则牺牲阳极材和芯材的电位差变大，牺牲阳极材的消耗速度增加，因此有可能不能确保充分的耐腐蚀性。
[0087] 还有，牺牲阳极材并不限定于此，除此之外也可以使用Al-Si-Mn-Zn系合金、Al-Mg-Zn系合金等。
[0088] 本发明是关于芯材的晶界腐蚀敏感性，牺牲阳极材的合金种类不受影响。
[0089] (制造方法)
[0090] 本发明的铝合金硬钎焊板，能够通过以下所述的制造方法制造。
[0091] 首先，以DC铸造法熔解、铸造本发明的铝合金硬钎焊板的芯材的成分的铝合金，根据需要进行端面车削、均质化热处理，得到芯材用铸块。同样，通过与所述的芯材用铸块同样的方法，得到钎料用的铸块、还有根据需要的牺牲阳极材用的铸块。
[0092] 各个铸块根据需要进行热轧或/和切断，制成符合铝合金硬钎焊板的包覆率的比的厚度的铝合金板。
[0093] 接着，使各个铝合金板，按预期的铝合金硬钎焊板的层叠顺序重合，以400℃以上的温度加热(热轧的预加热)后，通过热轧进行压合(包覆轧制)而制成一体的板材。在此，热轧结束后使卷材卷取温度高于250℃。之后，通过进行冷轧、中间退火、精冷轧而成为预期的板厚。还有，也可以不实施中间退火，另外，也可以在达成最终的板厚的精冷轧之后，实施最终退火。
[0094] (硬钎焊接合结构体)
[0095] 接下来，对于本发明的硬钎焊接合结构体详细地加以说明。
[0096] 图1是本发明的硬钎焊接合结构体作为代表性的用途的、汽车用热交换器的要部的放大立体图。汽车所搭载的冷凝器、蒸发器、中冷器等热交换器E，一般具有如下结构，使构成流体通路的偏平管状的管3和将板材进行了波纹成形的翅片2交替反复重叠组合，以使流体通路集结的方式，在对于板材进行了压制成形的平板(集管)1上嵌合组装有管。在组装有这些部件的状态下进行硬钎焊加热，由此，管3与翅片2，管3与平板1分别被接合，制造成热交换器。经硬钎焊加热而熔融的钎料(熔融钎料)填充到部件间的连接部位，形成钎料池(钎缝)，因此部件彼此被接合。这些管3、平板1和翅片2的至少任意一个中，能够适用本发明的在由铝合金构成的芯材的至少一侧的面包覆有由Al-Si系合金构成的钎料的硬钎焊板。
[0097] 【实施例】
[0098] 接下来，基于实施例更详细地说明本发明。
[0099] <供试材的制作>
[0100] 将具有表1所示的组成的芯材，Si的含量为10质量％的Al-Si合金的钎料，Zn的含量为4质量％的Al-Zn合金的牺牲阳极材，通过DC铸造铸锭，分别对于两面进行端面车削直至预期的厚度。表1的“-”所示的栏，表示没有添加元素。
[0101] 对于钎料和牺牲阳极材，分别实施均质化处理，按钎料/芯材/牺牲阳极材的顺序使之组合，实施加热后，热轧至3.0mm的厚度。然后，在热轧后以既定的温度卷取成卷材。还有，热轧后的卷材卷取温度，是在刚卷取之后的卷材的端面触碰接触式的温度计进行测量。
[0102] 热轧后，冷轧至0.5mm的厚度，实施400℃×3小时的中间退火后，通过冷轧使之成为0.25mm厚的硬钎焊板。还有，钎料和牺牲阳极材的包覆率为15％。
[0103] 接着，将所述制作的板材作为供试材，使用供试材，以600℃、3分钟这样的条件进行加热处理，以既定冷却速度冷却，进行硬钎焊而得到硬钎焊板，对于所得到的硬钎焊板，以下述所示的方法评价金属间化合物的占有率、硬钎焊加热后的芯材晶粒直径、耐腐蚀性、硬钎焊加热后抗拉强度、硬钎焊性和成形性，其结果显示在表2和表3中。
[0104] <硬钎焊加热后的芯材的晶粒直径的测量>
[0105] 硬钎焊加热后的芯材的晶粒直径，是对于供试材以600℃、3分钟这样的条件进行加热处理，以表2和表3所述的冷却速度进行冷却后，从一侧的面研磨至芯材的板厚中心部，用电解液蚀刻该进行了研磨的面，用光学显微镜以100倍拍摄照片。用该显微镜照片，通过切片法测量轧制方向的芯材的晶粒直径。晶粒直径在5处进行测量，使用平均值进行评价。硬钎焊加热后的芯材的晶粒直径100μm以上为◎，低于100μm并在50μm以上为○，低于50μm为×。
[0106] <存在于晶界的Mg-Si系、Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率>
[0107] 对于供试材以600℃、3分钟这样的条件进行加热处理，以表2和表3所述的冷却速度进行冷却后，沿厚度方向从两面研磨板面直至芯材中央部，通过透射型电子显微镜(TEM)观察进行调查。由等厚干涉条纹测量观察部的厚度，观察位置仅为厚度为0.1～0.3μm的位置。以10000倍观察各试样的晶界邻域各10个视野，对于各个视野下的TEM照片进行图像分析，以由10视野得到的金属间化合物的占有率的平均值，求得金属间化合物的占有率。金属间化合物的占有率A(％)，由A＝Lp/Lb计算。在此，Lp是分别求得存在于晶界的、Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的纵长方向的长度并将其全部相加的值。另外，Lb是分别求得晶界的长度并将其全部相加的值。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
[0108] <耐腐蚀性评价>
[0109] 耐腐蚀性，是对于供试材以600℃、3分钟这样的条件进行加热处理，以表2和表3所述的冷却速度进行冷却后，将钎料侧作为试验面，实施ASTM-G85-A3所规定的SWAAT(Synthetic sea Water Acetic Acid salt sprey Test)试验。试验条件为，使用在ASTM D1141的人造海水中添加醋酸而调整为pH3的腐蚀试验液(液温49℃)，将腐蚀试验液喷雾30分钟之后，在湿润状态(49℃，98％RH)下放置90分钟，将其作为120分钟1个循环，实施84个循环(7天)。然后，利用光学显微镜对于腐蚀最显著的区域进行截面观察，求得腐蚀形态和腐蚀深度。腐蚀深度低于150μm时为非常良好(◎)，腐蚀深度在150μm以上且低于200μm时为良好(○)，腐蚀深度在200μm以上时为不良(×)。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
[0110] <硬钎焊后抗拉强度评价>
[0111] 硬钎焊后抗拉强度按以下方式进行评价。首先，对于供试材以600℃、3分钟这样的条件进行加热处理，以表2和表3所述的冷却速度进行冷却。其后，在室温下保持7天，以拉伸方向与轧制方向平行的方式加工成JIS5号试验片，在室温下实施拉伸试验，由此测量硬钎焊后抗拉强度。硬钎焊后抗拉强度，抗拉强度为160MPa以上的为良好(○)，抗拉强度低于160MPa的为不良(×)。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
[0112] <钎焊性评价>
[0113] 硬钎焊性根据竹本正等著《铝钎焊手册(修订版)》、轻金属焊接结构协会(2003年3月发行)的132～136页所述的评价方法进行评价。在水平放置的下板(3003Al合金板(厚1.0mm×纵宽25mm×横宽60mm))和相对于此下板垂直竖立配置的上板(供试材(厚0.3mm×纵宽25mm×横宽55mm))之间，夹隔φ2mm的不锈钢制垫片，设定一定的间隙。还有，上板的供试材是在钎料面侧以5g/m2涂布助焊剂(森田化学工业株制FL-7)。然后，在氮气氛下，进行
600℃、3分钟这样的条件下的加热处理后，用卡尺测量下板与上板的缝隙间被填充的长度(间隙充填长度)而使硬钎焊性数值化。间隙充填长度在15mm以上的为良好(○)，间隙充填长度低于15mm的为不良(×)。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
600℃、3分钟这样的条件下的加热处理后，用卡尺测量下板与上板的缝隙间被填充的长度(间隙充填长度)而使硬钎焊性数值化。间隙充填长度在15mm以上的为良好(○)，间隙充填长度低于15mm的为不良(×)。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
[0114] <成形性评价>
[0115] 对于成形性而言，是在对供试材进行硬钎焊加热之前，以在钎料面侧胀出的方式，根据JIS Z 2247进行埃氏杯突试验，通过测量胀出高度进行评价。
[0116] 对于成形性而言，胀出高度在8mm以上的情况为良好(○)，胀出高度低于8mm(×)的情况为不良。还有，对于硬钎焊时芯材熔融的样品未进行评价。
[0117] 【表1】
[0118]
[0119] 【表2】
[0120]
[0121] 【表3】
[0122]
[0123] 如表1、表2所示，使用满足本发明的技术方案的规定的铝合金所构成的芯材(芯材编号1～11)而制造，芯材的晶粒直径为50μm以上，并且，Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率在40％以下，经硬钎焊而成的试料(实施例1～12)的硬钎焊后的抗拉强度、耐腐蚀性、硬钎焊性和成形性优异。
[0124] 另一方面，使用不满足本发明的技术方案的规定的铝合金所构成的芯材(芯材编号12～20)而制造，经硬钎焊而成的试料(比较例1～9)的硬钎焊后的抗拉强度、耐腐蚀性、硬钎焊性和成形性之中的任意1个以上差。在比较例2和比较例6中，芯材熔融，无法评价作为硬钎焊板的各种性能。另外，使用满足本发明的技术方案的规定的铝合金所构成的芯材(芯材编号1)而制造，但硬钎焊加热后的冷却速度低于130℃/分，Mg-Si系金属间化合物和Al-Mg-Si-Cu系金属间化合物的占有率高于40％的试料(比较例10～11)的耐腐蚀性差。另外，使用满足本发明的技术方案的规定的铝合金所构成的芯材(芯材编号1)制造，但热轧后的卷材卷取温度在250℃以下，硬钎焊加热后的芯材的晶粒直径低于50μm的试料(比较例12)的耐腐蚀性差。
[0125] 表1～表3中，不满足本发明的要件的数值，对数值引下划线表示。
[0127] 本申请基于2013年3月29日申请的日本专利申请(专利申请2013-075264)，其内容在此参照并援引。
[0128] 产业上的可利用性
[0129] 本发明的硬钎焊接合结构体适于汽车用热交换器等，既可维持硬钎焊性、成形性，同时又使硬钎焊后的抗拉强度和耐腐蚀性提高。
[0130] 符号说明
[0131] E 热交换器
[0132] 1 平板
[0133] 2 翅片
[0134] 3 管
[0135] B 晶界
[0136] C 金属间化合物
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