專利名稱：換熱器用鋁合金包覆材料及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適合作為鋁合金制換熱器的管材或槽(tank)、封頭材料使用的釬焊接 合性和外表面耐腐蝕性優(yōu)異的換熱器用鋁合金包覆材料及其制造方法，所述鋁合金制換熱 器是在非活性氣體環(huán)境中通過采用氟化物焊劑的釬焊制造的鋁合金制換熱器。
背景技術(shù)：
通常，在蒸發(fā)器、冷凝器等汽車用換熱器中，一直使用輕量且導(dǎo)熱性良好的鋁合 金。通常，這些換熱器的制造是按照以下方法進(jìn)行例如通過將板材彎曲、或者由壓力加工 成型的板材加以層疊，從而形成作為工作流體的制冷劑的通路管，并以規(guī)定的結(jié)構(gòu)安裝翅 片等部件，在非活性氣體環(huán)境中用氟化物焊劑等進(jìn)行釬焊接合而進(jìn)行。近年來，隨著汽車的輕量化，上述汽車用換熱器也被要求輕量化，推進(jìn)了換熱器用 材料的薄壁化。因此，確保制冷劑通路管用板材的高強(qiáng)度化、薄壁材料的成型性、釬焊性能 以及耐腐蝕性成為了課題。就形成制冷劑通路管而言，例如對(duì)板材進(jìn)行強(qiáng)加工的壓力成型時(shí)，為了確保成型 性，以往采用調(diào)質(zhì)為0材而確保材料的伸長率的方法，但釬料被包覆的情況下，存在著釬焊 時(shí)在弱加工部釬料向芯材侵蝕而產(chǎn)生腐蝕現(xiàn)象的問題，當(dāng)為薄壁材料時(shí)該影響更明顯，難 以得到穩(wěn)定的釬焊狀態(tài)。另一方面，以往在散熱器等的制冷劑通路管中使用的薄壁材料是 H材調(diào)質(zhì)，雖然能夠抑制在弱加工部中釬焊時(shí)的侵蝕現(xiàn)象，但是，由于材料的伸長率為1 2%左右，因此，難以進(jìn)行壓力成型等的強(qiáng)加工成型。關(guān)于耐腐蝕性，就蒸發(fā)器而言，使用中由于冷凝而產(chǎn)生的露水其外表面暴露在腐 蝕環(huán)境中，就冷凝器而言，行駛中由于含融雪鹽的道路飛濺物等其外表面同樣暴露在腐蝕 環(huán)境中，由于來自外表面的腐蝕，當(dāng)制冷劑通路管中過早地產(chǎn)生穿通時(shí)，制冷劑泄露，無法 起到作為換熱器的功能，因此，以往一直在制冷劑通路管的外表面實(shí)施防腐蝕處理，由此延 長換熱器的壽命。作為制冷劑通路管的外表面防腐蝕法，以往，采用將Al-Zn系合金作為犧牲陽極 材料包覆于板材的外表面，且將該板材成型為偏平管狀而使用的方法；或把擠壓多孔管作 為制冷劑通路管使用的方法。然而，多數(shù)換熱器的結(jié)構(gòu)是在制冷劑通路管的外表面接合翅 片的結(jié)構(gòu)，由于在該方法中制冷劑通路管的外表面不存在釬料，因此，必須使用包覆了釬料 的翅片材。此時(shí)，由于受到殘留于翅片表面的釬料的影響，翅片材的自身耐腐蝕性能降低， 另外包覆翅片材的制造成本比裸翅片高，因此導(dǎo)致?lián)Q熱器制造成本的上升。在制冷劑通路管的外表面接合的翅片中使用裸材的情況下，能夠提高翅片的自身 耐腐蝕性，且通過使用高傳導(dǎo)材料，還能夠提高換熱器的性能，與包覆翅片材相比，也能夠 降低成本，但此時(shí)需要在制冷劑通路管的外表面賦予釬料，因此，就要在上述Al-Zn系合金 的表面涂覆粉末狀的釬料，或者，就要使用外表面包覆有在Al-Si系合金釬料中添加了 Zn 的物質(zhì)的板材。前者的情況下，由于粉末釬料的成本高，因此導(dǎo)致?lián)Q熱器制造成本的增加， 在后者的情況下，由于釬焊中含有Zn的熔融釬料的流動(dòng)，因此，造成釬焊后在制冷劑通路管外表面殘留的Zn量沒有達(dá)到作為犧牲陽極材料所需要的Zn量，導(dǎo)致無法得到制冷劑通 路管的足夠的防腐蝕效果，或者，由于含有Zn的熔融釬料流動(dòng)到接合部，導(dǎo)致接合部的優(yōu) 先腐蝕。形成含有低濃度Si且流動(dòng)性低的釬料，從而保持與接合部件的釬焊性能的方法 已被人們所知，為了解決上述問題，有人提出了在制冷劑通路管的外表面包覆的Al-Zn系 犧牲陽極材料中含有比Al-Si系合金釬料的Si濃度更低濃度的Si，通過使?fàn)奚枠O材料的 一部分熔融，接合裸翅片材，且通過使熔融的液相量比以往的Al-Si系合金釬料減少，抑制 釬焊時(shí)犧牲陽極材料中的Zn的流動(dòng)，釬焊后使足夠量的Zn殘留于制冷劑通路管外表面，由 此得到使得犧牲陽極能充分發(fā)揮其效果的方法。然而，在這些方法中，若添加的Si量不合適，則得不到接合裸翅片材所需的足夠 的液相量，若Si以外的添加元素不合適，則使自身耐腐蝕性能降低。另外，即使Si添加量 合適，且不存在不合適的添加元素，由于也會(huì)因?yàn)槿廴?，使得釬焊后生成的凝固組織成為初 晶和共晶的兩相，其中，由于共晶的電位比初晶低，因此，在共晶部優(yōu)先產(chǎn)生腐蝕，引起作為 犧牲陽極材料起作用所必需的初晶部的過早脫落，降低了耐腐蝕性。在先技術(shù)文獻(xiàn)JP 特開 2004-225061 號(hào)公報(bào)JP 特開 2005-16937 號(hào)公報(bào)JP 特開 2005-307251 號(hào)公報(bào)JP 特開 2005-314719 號(hào)公報(bào)JP 特開 2007-178062 號(hào)公報(bào)JP 特開 2008-303405 號(hào)公報(bào)

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明是為了解決以往技術(shù)中存在的上述問題點(diǎn)提高外表面釬焊接合性和外表 面耐腐蝕性，對(duì)外表面包覆材料的組成、外表面包覆材料與外表面裸翅片材的釬焊性能以 及外表面包覆材料的犧牲陽極特性之間的關(guān)系反復(fù)試驗(yàn)、探討所得到的結(jié)果，其目的在于， 提供一種適合作為鋁合金制換熱器的部件，特別是適合作為管材或槽(tank)、封頭材料使 用的釬焊接合性和外表面耐腐蝕性優(yōu)異的換熱器用鋁合金包覆材料，所述鋁合金制換熱器 是在非活性氣體環(huán)境中通過采用氟化物焊劑的釬焊制造的鋁合金制換熱器。進(jìn)一步，本發(fā) 明的另一個(gè)目的是，提供一種能夠用H材調(diào)質(zhì)進(jìn)行壓力成型等強(qiáng)加工成型且能夠確保伸長 率的換熱器用鋁合金包覆材料的制造方法。用于實(shí)現(xiàn)上述目的的本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，是用于形 成換熱器的制冷劑通路的鋁合金包覆材料，其特征在于，是在芯材的一側(cè)表面包覆表層材 料1，在該芯材的另一側(cè)表面包覆表層材料2而成的三層包層材料，且將上述表層材料1作 為制冷劑通路的相反側(cè)面使用，其中，所述芯材由含有Si :0.5 1.2% (質(zhì)量％、以下相 同)、Cu :0. 2 1. 0%、Mn :1. 0 1. 8%，且余量為A1和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所 述表層材料1由含有Si :3 6%、Zn 2 8%，進(jìn)而還含有Mn 0. 3 1. 8%、Ti 0. 05 0. 30%中的一種或兩種，且余量為A1和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料2由 含有Si :6 13%，且余量為A1和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成。
另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還 含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還 含有Mg 0. 5%以下。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有Sr 0. 005 0. 05 %。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有In 0. 001 0. 10%、Sn 0. 001 0. 10%中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1中，將Ni的含量限制在低于0. 05%。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料2還含有Sr 0. 005 0. 05 %。另外，本發(fā)明第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料2還含有Cu 0. 1 0. 5%。上述第一實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在 550 620°C下對(duì)構(gòu)成芯材的鋁合金的鑄錠進(jìn)行2 20h的均質(zhì)化處理，將該鑄錠以及構(gòu) 成表層材料1和表層材料2的鋁合金加以包覆并進(jìn)行熱軋、冷軋，在冷軋的途中以300 400°C進(jìn)行2 5h的熱處理，以使芯材成為重結(jié)晶組織，然后，進(jìn)行壓下率為10 40%的冷 車L，從而調(diào)整為最終板厚，在最終板厚狀態(tài)下以200 450°C進(jìn)行2 5h的熱處理，而實(shí)施 恢復(fù)處理。本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，是用于形成換熱器的制冷劑通 路的鋁合金包覆材料，其特征在于，是在芯材的一側(cè)的表面包覆表層材料1而成的兩層包 覆材料，且將上述表層材料1作為制冷劑通路的相反側(cè)面使用，其中，所述芯材由含有Si 0. 5 1. 2%,Cu 0. 2 1. 0%,Mn 1. 0 1. 8%，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金 構(gòu)成；所述表層材料1由含有Si :3 6%、Zn :2 8%，進(jìn)而還含有Mn :0. 3 1. 8%、Ti 0. 05 0. 30%中的一種或兩種，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還 含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還 含有Mg 0. 5%以下。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有Sr 0. 005 0. 05%。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材 料1還含有In 0. 001 0. 10%、Sn 0. 001 0. 10%中的一種或兩種。另外，本發(fā)明第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1中，將Ni的含量限制在低于0. 05%。上述第二實(shí)施方式的換熱器用鋁合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在 550 620°C下對(duì)構(gòu)成芯材的鋁合金的鑄錠進(jìn)行2 20h的均質(zhì)化處理，將該鑄錠以及構(gòu)成 表層材料1的鋁合金加以包覆并進(jìn)行熱軋、冷軋，在冷軋的途中以300 400°C進(jìn)行2 5h 的熱處理，以使芯材成為重結(jié)晶組織，然后，進(jìn)行壓下率為10 40%的冷軋，從而調(diào)整為最 終板厚，在最終板厚狀態(tài)下以200 450°C進(jìn)行2 5h的熱處理，而實(shí)施恢復(fù)處理。根據(jù)本發(fā)明，能夠提供作為在非活性氣體環(huán)境中通過使用氟化物焊劑的釬焊制造 的鋁合金制換熱器部件使用的、釬焊接合性和外表面耐腐蝕性優(yōu)異的換熱器用鋁合金包覆 材料。另外，提供能夠用H材調(diào)質(zhì)進(jìn)行壓力成型等強(qiáng)加工成型且能夠確保伸長率的換熱器 用鋁合金包覆材料的制造方法。本發(fā)明的換熱器用鋁合金包覆材料，特別適合作為管材或 槽、封頭材料使用。


圖1為本發(fā)明的三層包覆材料的示意圖。圖2為本發(fā)明的兩層包覆材料的示意圖。圖3為本發(fā)明的由三層包覆材料成型的制冷劑通路管材的示意圖。圖4為本發(fā)明的由三層包覆材料成型的制冷劑通路管材的另一示意圖。圖5為本發(fā)明的兩層包覆材料成型的制冷劑通路管材的示意圖。圖6為釬焊試驗(yàn)中使用的倒T字試片的釬焊前狀態(tài)的示意圖。圖7為釬焊試驗(yàn)中使用的倒T字試片的釬焊后狀態(tài)的示意圖。圖8為腐蝕試驗(yàn)中使用的腐蝕試片的釬焊前狀態(tài)的示意圖。
具體實(shí)施例方式如圖1所示，本發(fā)明的鋁合金三層包覆材料是在芯材3的一側(cè)表面包覆表層材料 1，在另一側(cè)表面包覆表層材料2的材料，如圖3所示，以表層材料1成為凸面、表層材料2 成為凹面的形式對(duì)該包覆材料進(jìn)行成型加工，以凹面之間相互面對(duì)面的形式加以組合并進(jìn) 行釬焊，由此形成制冷劑通路管。因此，當(dāng)完成制冷劑通路管時(shí)，表層材料1側(cè)與空氣接觸， 表層材料2側(cè)與制冷劑接觸，在制冷劑和空氣之間進(jìn)行熱交換。另外，也可以在制冷劑通路 內(nèi)配置經(jīng)過波紋加工的裸翅片。作為其他形式，如圖4所示，以表層材料1成為凸面、表層材料2成為凹面的形式 對(duì)該包覆材料進(jìn)行成型加工，對(duì)裸翅片F(xiàn)進(jìn)行波紋加工并將其配置在表層材料2側(cè)，以凹面 之間相互面對(duì)面的形式加以組合并進(jìn)行釬焊，由此形成制冷劑通路管。當(dāng)完成制冷劑通路 管時(shí)，表層材料1側(cè)與空氣接觸，表層材料2側(cè)與制冷劑與接觸，在制冷劑與空氣之間進(jìn)行 熱交換。如圖2所示，本發(fā)明的鋁合金兩層包覆材料是在芯材的單面包覆了表層材料1的 材料，如圖5所示，以表層材料1成為凸面、芯材成為凹面的形式對(duì)該包覆材料進(jìn)行成型加 工，對(duì)兩面包覆了釬料的釬焊翅片BF進(jìn)行波紋加工并將其設(shè)置在芯材側(cè)，以凹面之間相互 面對(duì)面的形式加以組合并進(jìn)行釬焊，由此形成制冷劑通路管。此時(shí)，通過使表層材料1和芯 材相互重疊，使得能夠進(jìn)行釬焊接合。當(dāng)完成制冷劑通路管時(shí)，表層材料1側(cè)與空氣接觸，
7芯材側(cè)與制冷劑接觸，在制冷劑和空氣之間進(jìn)行熱交換。下面說明本發(fā)明的鋁合金包覆材料的合金成分的意義以及限定理由。(芯材)Si、CufPMn:通過向芯材添加Si、Cu、Mn,能夠得到提高強(qiáng)度的效果。優(yōu)選的含量是Si 0. 5 1.2%, Cu :0. 2 1.0%、Mn :1.0 1. 8%的范圍，若其中任一個(gè)的含量少于下限時(shí)，提高 強(qiáng)度的效果就小。關(guān)于Si、Cu，若含量超過上限，則產(chǎn)生芯材融點(diǎn)的降低。關(guān)于Mn，若含量 超過上限，則壓延加工性能降低。進(jìn)一步優(yōu)選的含量范圍是Si 0. 65 1. 1%、Cu :0. 2 0. 7%,Mn :1. 1 1. 7%。Cr 禾口 Zr 通過向芯材添加Cr、Zr，能夠得到芯材的結(jié)晶粒粗大化效果。通過結(jié)晶粒粗大化， 能夠得到抑制釬焊時(shí)因熔融釬料向結(jié)晶粒界滲透而產(chǎn)生的侵蝕的效果。優(yōu)選的含量是Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下的范圍，若其中的任一個(gè)含量超過0. 30%，鑄造時(shí)生成粗大結(jié) 晶物，難以制造出穩(wěn)定的板材。Mg 通過向芯材添加Mg，能夠得到提高強(qiáng)度的效果。然而，Mg在釬焊時(shí)從芯材向釬料 方向擴(kuò)散，與表面涂覆的氟化物焊劑反應(yīng)而形成高融點(diǎn)的化合物，從而降低焊劑的活性，降 低釬焊性能。Mg的優(yōu)選含量是0.5%以下的范圍，若含量超過0.5%，上述影響變得明顯。 進(jìn)一步優(yōu)選的含量范圍是0. 3%以下。通常，芯材中作為雜質(zhì)含有0. 1 0.2%左右的Fe，但可以為了進(jìn)一步提高釬焊性 能而強(qiáng)制性地將Fe控制在低于0. 1%，也可以為了提高強(qiáng)度而以1.0%以下的濃度添加Fe。 另外，即使分別含有0. 3%以下的V、Mo、Ni，0. 1%以下的？13、1^、01、妝，也不會(huì)影響本發(fā)明 的效果。為了防止氧化，還可以添加0.1%以下的B。為了擴(kuò)散在釬料中從而有助于釬料凝 固組織的微細(xì)化效果，還可以添加0. 以下的Sr。表層材料1 (外表面包覆材料)Si 通過向表層材料1添加Si，使得釬焊時(shí)在表層材料1中產(chǎn)生少量的液相，能夠在外 表面結(jié)合裸翅片材。但是，由于大多數(shù)部分沒有熔融，因此不會(huì)流動(dòng)而停留在表面，釬焊后 也作為含有鋅的犧牲陽極層殘留在包覆材料的外表面，因此，能夠提高包覆材料的耐腐蝕 性。Si的優(yōu)選含量是3 6%的范圍，當(dāng)含量低于3%時(shí)，不能產(chǎn)生足夠的液相，在與裸翅片 材的接合部無法形成穩(wěn)定的焊角(fillet)。若含量超過6%，則表層材料1的大部分發(fā)生 熔融，釬焊時(shí)所添加的Zn也流動(dòng)，導(dǎo)致表層材料1無法作為犧牲陽極材料起到作用。進(jìn)一 步優(yōu)選的含量范圍是3. 5 5. 5%。Zn 通過向表層材料1添加Zn，釬焊時(shí)表層材料1的Zn向芯材中擴(kuò)散，在芯材的板厚 方向形成Zn濃度的梯度。由此，表層材料1的電位比芯材的電位低，能夠作為犧牲陽極材 料起作用，因此，能夠抑制腐蝕向板厚方向的發(fā)展。在本發(fā)明的情況下，表層材料1中添加 有Si，Si通過固溶提高電位，因此，與Zn的降低電位效果相抵消。另外，芯材中添加有Cu， 釬焊時(shí)Cu向表層材料1的方向擴(kuò)散。Cu也通過固溶提高電位，因此，通過所擴(kuò)散的Cu也可以抵消Zn的效果。進(jìn)而，由于因添加Si而產(chǎn)生的液相中含有Zn，因此，一部分發(fā)生流動(dòng)而 降低殘留的Zn量。Zn的優(yōu)選含量是2 8%的范圍，當(dāng)?shù)陀?%時(shí)，Zn的降低電位效果不 充分。若含量超過8%，雖然能夠得到充分的該效果，但是，導(dǎo)致與相對(duì)應(yīng)材料的接合部上形 成的焊角的過早腐蝕。Zn的進(jìn)一步優(yōu)選的添加量范圍是3 7%。Mn 在本發(fā)明中，由于表層材料1中添加有Si，釬焊時(shí)一部分發(fā)生熔融，釬焊后成為凝 固組織。因此，外表面包覆材料即表層材料1成為初晶α相和共晶相的兩相，由于共晶部 的電位比 初晶部的電位低，因此，比初晶部優(yōu)先腐蝕。若共晶部發(fā)生腐蝕，則初晶部的周圍 消失，因此，初晶部就會(huì)在粒狀的狀態(tài)下發(fā)生脫落。具有犧牲陽極效果的初晶部的脫落，意 味著犧牲陽極材料在沒有發(fā)揮其效果的狀態(tài)下消失，因此，導(dǎo)致芯材的過早腐蝕，以至發(fā)生 穿通腐蝕。為了抑制該現(xiàn)象，有必要使初晶粗大化，以便即使產(chǎn)生共晶的優(yōu)先腐蝕也難以使 初晶脫落的同時(shí)，在初晶中也形成電位低的部分。通過向外表面包覆材料添加Mn，使得初 晶的粗大化，因此能夠抑制初晶的脫落，且初晶中形成Al-Mn-Si系化合物，在Al-Mn-Si系 化合物的周圍形成的Mn、Si的欠缺層成為電位低的部分，能夠相對(duì)地抑制共晶部的優(yōu)先腐 蝕。Mn的優(yōu)選含量是0. 3 1. 8%的范圍，若低于0. 3%，則其效果小，若超過1. 8%，則由 于Al-Mn-Si化合物的形成，外表面包覆材料的Si濃度明顯降低，所生成的液相量降低。Mn 的進(jìn)一步優(yōu)選的含量范圍是0. 3 1. 3%。Ti 與Mn同樣地，向表層材料1添加Ti能夠使初晶粗大化。因此，能夠得到抑制初晶 脫落的效果。Ti的優(yōu)選含量是0. 05 0. 30%的范圍，當(dāng)?shù)陀?. 05%時(shí)，其效果小，若超過 0. 30%，則形成粗大的結(jié)晶物，阻礙穩(wěn)定的外表面接合。Sr 通過向表層材料1添加Sr，使得表層材料1中的Si粒子微細(xì)分散，釬焊時(shí)生成 的熔融釬料的液相容易相互結(jié)合。由此能夠提高所產(chǎn)生的液相的均一性，因此達(dá)到均勻的 熔融狀態(tài)，釬焊后殘留的外釬焊層的厚度變得均勻，從而能夠提高耐腐蝕性。若Sr的添加 量低于0. 005%，則局部存在粗大的Si粒子，釬焊時(shí)粗大的Si粒子存在的部分的熔融比 例顯著提高，局部的犧牲材料層減少，或消失，耐腐蝕性能顯著降低。若Sr的添加量超過 0. 05%，則生成粗大的Al-Si-Sr系化合物，因此，同樣會(huì)使耐腐蝕性能降低。Cr 禾口 Zr 通過向表層材料1添加Cr、Zr，得到初晶的粗大化效果，因此，能夠得到抑制初晶 脫落的效果。優(yōu)選的含量是Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下的范圍，若其中任意一個(gè)的含 量超過0. 30%，則形成粗大的結(jié)晶物，阻礙外表面穩(wěn)定地接合。In 和 Sn 通過少量添加In、Sn，能夠得到降低電位的效果，因此，通過向外表面包覆材料即 表層材料1添加In、Sn，使得外表面包覆材料的電位比芯材的電位低，因此，能夠得到犧牲 陽極效果。優(yōu)選的含量是In 0. 001 0. 10%, Sn 0. 001 0. 10%的范圍，若含量分別低 于0. 001 %時(shí)，其效果小，若超過0. 10%，則自身耐腐蝕性能降低。In和Sn的進(jìn)一步優(yōu)選的 含量范圍分別是0. 01 0. 04%。Ni
若在外表面包覆材料即表層材料1中含有Ni，則形成Al-Ni系化合物，Al-Ni系化 合物作為陰極起作用，因此，降低作為犧牲陽極材料的外表面包覆材料的自身耐腐蝕性，促 進(jìn)腐蝕消耗，導(dǎo)致過早發(fā)生腐蝕穿通。若含量為0. 05%以上時(shí)，該現(xiàn)象變得明顯，因此，控制 在低于0. 05%較理想。通常，表層材料1中作為雜質(zhì)含有0.1 0.2%左右的Fe。為了進(jìn)一步提高釬焊 性能可強(qiáng)制性地將Fe控制在低于0. 1%，為了提高強(qiáng)度，也可以添加1.0%以下濃度的Fe。 另外，即使分別含有0. 3%以下的V、Mo，0. 1 %以下的Pb、Li、Ca、Na，也不會(huì)影響本發(fā)明的效表層材料2 (內(nèi)表面包覆材料)Si 當(dāng)將本發(fā)明的包覆材料作為制冷劑通路管使用時(shí)，需要將所成型的包覆材料相互 面對(duì)面地加以組合，或者，與其他的部件接合而形成制冷劑通路。當(dāng)將所成型的包覆材料相 互面對(duì)面地加以組合而形成制冷劑通路時(shí)，或其他的部件不具有釬料的情況下，有必要在 內(nèi)表面賦予釬料。因此，在內(nèi)表面包覆材料即表層材料2中，為了使其形成普通的Al-Si系 合金釬料，有必要添加Si。表層材料2中Si的優(yōu)選含量為6 13%的范圍，當(dāng)?shù)陀?%時(shí)， 所熔融的釬料量不足，作為釬料的作用變得不充分。當(dāng)超過13%時(shí)，初晶Si發(fā)生結(jié)晶，難以 制造穩(wěn)定的包覆材料。Sr 通過向表層材料2添加Sr，內(nèi)表面包覆材料即表層材料2中的Si粒子發(fā)生微細(xì)分 散，釬焊時(shí)生成的熔融釬料液相變得容易相互結(jié)合。由此，使得液相的流動(dòng)性得到提高，釬 焊性能變得良好。優(yōu)選的含量是0. 005 0. 05%的范圍，當(dāng)?shù)陀?. 005%時(shí)，其效果小，當(dāng) 超過0. 05%時(shí)，則生成Al-Si-Sr系化合物，降低其效果。Cu 在表層材料2 (內(nèi)表面包覆材料)和表層材料1(外表面包覆材料)靠近的部位， 表層材料1中的Zn集中在接合部使電位降低，從而容易使得接合部優(yōu)先腐蝕。通過向內(nèi)表 面包覆材料即表層材料2中添加具有提高電位效果的Cu，抵消Zn的降低電位的效果，從而 能夠抑制接合部的優(yōu)先腐蝕。優(yōu)選的含量是0. 1 0.5%的范圍，當(dāng)?shù)陀?. 時(shí)，其效果 小，當(dāng)超過0.5%時(shí)，電位提高過大，接合部成為陰極，促進(jìn)周圍的腐蝕。Cu的進(jìn)一步優(yōu)選的 含量范圍是0.2 0.4%。通常，表層材料2中作為雜質(zhì)含有0.1 0.2%左右的Fe。為了進(jìn)一步提高釬焊 性能可強(qiáng)制性地將Fe控制在低于0. 1%，為了提高強(qiáng)度，也可以添加1.0%以下濃度的Fe。 另外，即使分別含有0. 3%以下的V、Mo、Ni，0. 以下的Pb、Li、Ca、Na也不會(huì)影響本發(fā)明 的效果。為了鑄造組織的微細(xì)化，也可以添加0.3%以下的Ti，為了防止氧化，還可以添加 0. 1%以下的8。當(dāng)將本發(fā)明的材料作為薄壁材料使用時(shí)，為了抑制釬焊時(shí)的侵蝕，優(yōu)選調(diào)質(zhì)為H 材。進(jìn)而，當(dāng)將本發(fā)明的材料作為制冷劑通路管使用時(shí)，為了進(jìn)行壓力成型等的強(qiáng)加工，也 有時(shí)要求材料的伸長率高。為了兼顧這些，在冷軋途中以300°C 400°C進(jìn)行2 5h的熱 處理，使其先成為重結(jié)晶組織，然后，冷軋至最終板厚，冷軋后通過熱處理進(jìn)行恢復(fù)處理是 有效的。當(dāng)冷軋途中的熱處理溫度低于300°C時(shí)，且當(dāng)熱處理時(shí)間小于2h時(shí)，得不到充分的
10重結(jié)晶組織，當(dāng)熱處理溫度高于400°C時(shí)，且當(dāng)處理時(shí)間超過5h時(shí)，雖然能夠得到重結(jié)晶組 織，但其效果飽和，因此影響經(jīng)濟(jì)性。中途熱處理后，將軋至最終板厚的冷軋壓下率范圍調(diào)小為10 40%，且在 200°C 400°C的溫度下進(jìn)行2 5h的最終熱處理，從而提高材料伸長率。若壓下率低于 10%，在其后的釬焊時(shí)無法重結(jié)晶，產(chǎn)生侵蝕。若壓下率超過40%，則在最終退火時(shí)完全軟 化，進(jìn)行釬焊加熱時(shí)在低加工部中發(fā)生嚴(yán)重的侵蝕。關(guān)于最終熱處理，當(dāng)熱處理溫度低于 200°C、處理時(shí)間低于2h時(shí)，無法充分恢復(fù)，因此，材料的伸長率降低。當(dāng)熱處理溫度高于 400°C、處理時(shí)間超過5h時(shí)，芯材發(fā)生重結(jié)晶，成為0材。為了使進(jìn)行壓下率為10 30%的冷軋后在200°C 400°C下進(jìn)行2 5h的恢復(fù) 處理的材料在其后的釬焊時(shí)不發(fā)生侵蝕，在釬焊中必須使其重結(jié)晶，為此，不能使芯材中的 阻礙重結(jié)晶的微細(xì)化合物析出。因此，優(yōu)選在550°C 620°C下對(duì)芯材鑄錠進(jìn)行2 20h的 均質(zhì)化處理。當(dāng)溫度低于550°C，且處理時(shí)間小于2h時(shí)，阻礙重結(jié)晶的微細(xì)化合物析出，且 不能進(jìn)行充分的均質(zhì)化。當(dāng)溫度高于620°C、且處理時(shí)間超過20h時(shí)，有發(fā)生熔融之慮，而且 效果飽和，從而影響經(jīng)濟(jì)性。
實(shí)施例下面，將本發(fā)明的實(shí)施例與比較例對(duì)比而加以說明。這些實(shí)施例是表示本發(fā)明的 一實(shí)施方式的例子，本發(fā)明并不限定于這些實(shí)施例。(試驗(yàn)A)通過連續(xù)鑄造，對(duì)用作具有表1、表2所示組成的表層材料1 (外表面包覆材料)的 鋁合金，對(duì)用作表3、表4所示芯材的鋁合金和用作表5、表6所示表層材料2 (內(nèi)表面包覆材 料)的鋁合金進(jìn)行鑄錠，根據(jù)常規(guī)方法對(duì)所得到的鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化處理，對(duì)用作表層材料1 的鋁合金和用作表層材料2的鋁合金進(jìn)一步進(jìn)行熱軋后，與用作芯材的鋁合金的鑄錠以表 7、表8所示進(jìn)行組合，以表層材料1為20 %、芯材為70 %、表層材料2為10 %的厚度比率加 以重疊后，進(jìn)行熱包覆壓延，接著進(jìn)行冷軋(根據(jù)情況實(shí)施中間退火)，經(jīng)過最終退火，制造 出厚度為0. 20mm的三層包覆材料(H14材調(diào)質(zhì))。表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表8
將所得到的三層包覆材料作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行以下所示的試驗(yàn)1 4。試驗(yàn)1 按照100X250mm的大小切割后，在包覆材料的兩面涂覆約5g/m2的氟化物系焊 劑，加以干燥后，在氮?dú)猸h(huán)境中、以50°C /min的平均升溫速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)， 即進(jìn)行釬焊加熱。然后，為了測(cè)定拉伸強(qiáng)度，加工成JIS Z 2201的5號(hào)試片，在常溫下根據(jù)JIS Z 2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。將拉伸強(qiáng)度120MPa以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)，將低于120MPa 者評(píng)價(jià)為不良(X)。試驗(yàn)2:以50X50mm的大小分別切割出兩張?jiān)嚻?，以表層材?和表層材料2重疊IOmm 的形式用夾具夾住(圖8)，在包覆材料的兩面涂覆約5g/m2的氟化物系焊劑，并進(jìn)行干燥 后，在氮?dú)猸h(huán)境中、以50°C /min的平均升溫速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)，即進(jìn)行釬焊加 熱。然后，將表層材料2側(cè)包括其端面加以掩蔽，進(jìn)行SWAAT試驗(yàn)(ASTM-G85-A3)。腐蝕試 驗(yàn)時(shí)間設(shè)定為8周，將從表層材料1沒有穿通的以及重疊接合部沒有腐蝕剝離者評(píng)價(jià)為良 好(〇)，將有穿通的以及重疊接合部發(fā)生腐蝕而剝離者評(píng)價(jià)為不良(X)。試驗(yàn)3:以25X50mm的大小切割后，以表層材料2作為試驗(yàn)面的水平板，將25X50mm的 3003-1 . Ommt的0材作為垂直板，進(jìn)行倒T字試驗(yàn)(圖6)。將接合的試片截面(圖7)埋入樹 脂中，測(cè)定在與垂直板的接合面上形成的焊角的截面積。然后，計(jì)算釬料流動(dòng)的比例(釬焊 后焊角的截面積/釬焊前的表層材料2的截面積)，將其作為倒T字試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)。將倒 T字試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)的值為0. 3以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)，將低于0. 3者評(píng)價(jià)為不良(X)。試驗(yàn)4:以25 X IOOmm的大小切割后，將兩張?jiān)嚻舷轮丿B，使得表層材料1位于與經(jīng)過波 紋加工的裸翅片材接合的一側(cè)，將翅片高度調(diào)節(jié)為10mm、翅片間距調(diào)節(jié)為4mm后，用夾具夾 住，噴涂約5g/m2的氟化物系焊劑，并加以干燥后，在氮?dú)猸h(huán)境中、以50°C /min的平均升溫 速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)，即進(jìn)行釬焊加熱。翅片材使用AA3203-添加1. 5% Zn、板 厚0. 07mm、調(diào)質(zhì)H14的翅片材。將釬焊后的以微核心(Mini Core)狀接合的試片截面埋入 樹脂中，測(cè)定在與翅片的接合面上形成的焊角的截面積。然后，計(jì)算釬料流動(dòng)的比例(釬焊 后的焊角的截面積/釬焊前的表層材料1的截面積)，將其作為微核心試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)。將 微核心試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)的值為0. 05以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)，將低于0. 05者評(píng)價(jià)為不良 (X)。將試驗(yàn)1 4的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表9、表10中。如表9所示，本發(fā)明的試驗(yàn)材料1 25的釬焊后拉伸強(qiáng)度均在120MPa以上，表層材料1的倒T字試驗(yàn)中的流動(dòng)系數(shù)均為0. 3以 上，微核心試驗(yàn)中的流動(dòng)系數(shù)均為0.05以上，具有優(yōu)異的釬焊后強(qiáng)度和釬焊接合性。另外， 在重疊接合試片的SWAAT試驗(yàn)的8周中，沒有產(chǎn)生穿通的試片，也沒有產(chǎn)生重疊接合部剝離 的試片，顯示出優(yōu)異的耐腐蝕性。表9
表10
與此相對(duì)，如表10所示，試驗(yàn)材料26中由于表層材料1的Si濃度低，因此微核心 的流動(dòng)系數(shù)低于0. 05,由于芯材的Si濃度低，因此，拉伸強(qiáng)度低于120MPa。試驗(yàn)材料27中， 由于表層材料1的Si濃度高，導(dǎo)致含有Zn的表層材料1的合金成分大量流動(dòng)到其他部分， 因此，得不到足夠的耐腐蝕性，在單板的SWAAT試驗(yàn)的8周中就產(chǎn)生了穿通腐蝕。試驗(yàn)材料 28中，由于表層材料1的Zn濃度低，因此，無法得到足夠的耐腐蝕性，在單板的SWAAT試驗(yàn) 8周中就產(chǎn)生了穿通腐蝕。另外，由于芯材的Cu濃度低，因此，拉伸強(qiáng)度低于120MPa。試驗(yàn) 材料29中由于表層材料1的Zn濃度高，因此，Zn集中在焊角上，在SWAAT試驗(yàn)的8周中重 疊接合部就發(fā)生了剝離。試驗(yàn)材料30中，由于表層材料1的Mn濃度低，因此，形成于表層 材料1上的初晶的尺寸小，在SWAAT試驗(yàn)8周中就發(fā)生了穿通。另外，由于芯材的Mn濃度 低，因此，強(qiáng)度低于120MPa。試驗(yàn)材料31中，由于表層材料1的Mn濃度高，因此流動(dòng)系數(shù) 低，在微核心中翅片接合部上形成的焊角小于0. 05。試驗(yàn)材料32中，由于表層材料1的Ti濃度低，因此，表層材料1上形成的初晶的 尺寸變小，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料33中，由于表層材料1的Ti濃度 高，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0. 05。試驗(yàn)材料34中，由于芯材的Si 濃度高，因此，產(chǎn)生了局部熔融，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料35中，由于 芯材的Cu濃度高，因此發(fā)生了局部熔融，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料36 中，由于表層材料1的Cr濃度高，芯材的Mn濃度高，因此，壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造 包覆材料。試驗(yàn)材料37中，由于表層材料1的Si濃度低，因此，在微核心中形成于翅片接 合部的焊角小于0. 05。試驗(yàn)材料38中，由于表層材料1的&濃度高，芯材的Ti濃度高，因此，壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料39中，由于表層材料1的In濃度 高，因此，重疊部的腐蝕嚴(yán)重，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了剝離。而且，由于表層材料2的 Sr濃度過高，因此，無法確認(rèn)釬焊后表層材料2的Si粒子的微細(xì)化。試驗(yàn)材料40中，雖然表層材料1的Sn濃度低，由于具有合適的Zn濃度，因此，在 SWAAT試驗(yàn)中沒有影響其耐腐蝕性能，但由于表層材料2的Si濃度低，因此，倒T字試驗(yàn)的 流動(dòng)系數(shù)小于0. 3。試驗(yàn)材料41中，由于表層材料1的Sn濃度高，因此重疊部的腐蝕嚴(yán)重， 在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了剝離。試驗(yàn)材料42中，由于表層材料1的Ni濃度高，因此， 表層材料1層的腐蝕速度快，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料43中，由于芯 材的Cr濃度高，導(dǎo)致壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料44中，由于芯材 的&濃度高，導(dǎo)致壓延時(shí)的邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料45中，由于芯材 的Mg濃度高，導(dǎo)致無法完成重疊釬焊接合，無法進(jìn)行SWAAT腐蝕試驗(yàn)。試驗(yàn)材料46中，由 于表層材料2的Cu濃度高，因此焊角變大，在SWAAT腐蝕試驗(yàn)中焊角附近的犧牲陽極材料 過早腐蝕，在8周后發(fā)生了穿通。(試驗(yàn)B)根據(jù)常規(guī)方法對(duì)試驗(yàn)1中鑄錠出的表1、表2所示的用作表層材料1的鋁合金鑄 錠，表3、表4所示的用作芯材的鋁合金鑄錠進(jìn)行均質(zhì)化處理，對(duì)用作表層材料1的鋁合金進(jìn) 一步進(jìn)行熱軋后，與用作芯材的鋁合金的鑄錠以表11、表12所示進(jìn)行組合，并以表層材料1 為20 %、芯材為80 %的厚度比率加以重疊后，進(jìn)行熱包覆壓延，接著進(jìn)行冷軋(根據(jù)情況實(shí) 施中間退火)，經(jīng)過最終退火，制造出厚度為0.20mm的兩層包覆材料(H14材調(diào)質(zhì))。對(duì)所 得到的兩層包覆材料，進(jìn)行以下所示的試驗(yàn)1 3。表11
表12
試驗(yàn)1:以100X250mm的大小切割后，在包覆材料的兩表面涂覆約5g/m2的氟化物系焊 劑，加以干燥后，在氮?dú)猸h(huán)境中、以50°C /min的平均升溫速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)， 即進(jìn)行釬焊加熱。然后，為了測(cè)定拉伸強(qiáng)度，加工成JIS Z 2201的5號(hào)試片，在常溫下根據(jù) JIS Z 2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。將拉伸強(qiáng)度為120MPa以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)，將低于120MPa 者評(píng)價(jià)為不良(X)。
試驗(yàn)2:以50X50mm的大小分別切出兩張?jiān)嚻?，用夾具夾住，以使表層材料1與表層材料2 重疊10mm(圖8)，在包覆材料的兩面涂覆約5g/m2的氟化物系焊劑，并加以干燥后，在氮?dú)?環(huán)境中、以50°C/min的平均升溫速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)，即進(jìn)行釬焊加熱。然后， 對(duì)表層材料2側(cè)包括其截面進(jìn)行掩蔽，進(jìn)行SWAAT試驗(yàn)(ASTM-G85-A3)。將腐蝕試驗(yàn)時(shí)間 設(shè)定為8周，將沒有從表層材料1的穿通的以及在重疊接合部沒有腐蝕剝離的評(píng)價(jià)為良好 (〇)，有穿通的以及重疊接合部腐蝕而發(fā)生剝離的評(píng)價(jià)為不良(X)。試驗(yàn)3:以25 X 100mm的大小切斷后，將兩張?jiān)嚻舷轮丿B，使得表層材料1位于與經(jīng)過波 紋加工的裸翅片材接合的一側(cè)，將翅片高度調(diào)節(jié)為10mm、翅片間距調(diào)節(jié)為4mm后，用夾具夾 住，噴涂約5g/m2的氟化物系焊劑，并加以干燥后，在氮?dú)猸h(huán)境中、以50°C /min的平均升溫 速度加熱至600°C (達(dá)到溫度)，即進(jìn)行釬焊加熱。翅片材使用AA3203-添加1. 5% Zn、板 厚0. 07mm、調(diào)質(zhì)H14的翅片材。將釬焊后的以微核心(Mini Core)狀接合的試片截面埋入 樹脂中，測(cè)定在與翅片的接合面上形成的焊角的截面積。然后，計(jì)算釬料流動(dòng)的比例(釬焊 后的焊角的截面積/釬焊前的表層材料1的截面積)，將其作為微核心試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)。將 微核心試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)的值為0. 05以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)、將低于0. 05者評(píng)價(jià)為不良 (X)。將試驗(yàn)1 3的評(píng)價(jià)結(jié)果示于表13、表14中。如表13所示，本發(fā)明的試驗(yàn)材料 47 71的釬焊后拉伸強(qiáng)度均在120MPa以上，微核心試驗(yàn)中的流動(dòng)系數(shù)均為0. 05以上，具 有優(yōu)異的釬焊后強(qiáng)度和釬焊接合性。另外，重疊接合試片的SWAAT試驗(yàn)8周中，沒有產(chǎn)生穿 通的試片，顯示出優(yōu)異的耐腐蝕性。表13
表14
與此相對(duì)，如表14所示，在試驗(yàn)材料72中，由于表層材料1的Si濃度低，因此， 微核心試驗(yàn)中的流動(dòng)系數(shù)低于0. 05。而且，由于芯材的Si濃度低，因此，拉伸強(qiáng)度低于 120MPa。在試驗(yàn)材料73中由于表層材料1的Si濃度高，因此，含Zn的表層材料1的合金 成分大量流動(dòng)到其他部分，得不到足夠的耐腐蝕性，在單板的SWAAT試驗(yàn)的8周中就產(chǎn)生了 穿通腐蝕。在試驗(yàn)材料74中，由于表層材料1的Zn濃度低，得不到足夠的耐腐蝕性，在單 板的SWAAT試驗(yàn)8周中產(chǎn)生了穿通腐蝕。另外，由于芯材的Cu濃度低，因此，拉伸強(qiáng)度低于 120MPa。在試驗(yàn)材料75中，由于表層材料1的Zn濃度高，因此，Zn集中在焊角上，在SWAAT 試驗(yàn)的8周中重疊接合部產(chǎn)生了剝離。在試驗(yàn)材料76中，由于表層材料1的Mn濃度低，因 此，形成于表層材料1上的初晶的尺寸變小，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通腐蝕。而且， 由于芯材的Mn濃度低，因此，拉伸強(qiáng)度低于120MPa。在試驗(yàn)材料77中，由于表層材料1的 Mn濃度高，因此，在微核心試驗(yàn)的流動(dòng)系數(shù)低，在微核心中形成于翅片接合部上的焊角小于 0. 05。在試驗(yàn)材料78中，由于表層材料1的Ti濃度低，因此，形成于表層材料1的初晶的 尺寸變小，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通腐蝕。在試驗(yàn)材料79中，由于表層材料1的 Ti濃度高，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0. 05。試驗(yàn)材料80中，由于芯 材的Si濃度高，因此，產(chǎn)生局部熔融，在SWAAT試驗(yàn)8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料81中，由于芯材的Cu濃度高，因此，產(chǎn)生局部熔融，在SWAAT試驗(yàn)的8 周中發(fā)生了穿通。試驗(yàn)材料82中，由于表層材料1的Cr濃度高，芯材的Mn濃度高，因此， 壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料83中，由于表層材料的Si濃度低，因 此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0.05。在試驗(yàn)材料84中，由于表層材料1的 Zr濃度高，芯材的Ti濃度高，因此，壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料85 中，由于表層材料1的In濃度高，因此，重疊部的腐蝕嚴(yán)重，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了 剝離。而且，由于表層材料2的Sr濃度過高，因此，無法確認(rèn)釬焊后表層材料2的Si粒子 的微細(xì)化。試驗(yàn)材料86中，由于表層材料1的Si濃度高，含有Zn的表層材料1的合金成 分大量流動(dòng)到其他部分，因此，得不到足夠的耐腐蝕性，在單板的SWAAT試驗(yàn)的8周中就產(chǎn) 生了穿通腐蝕。試驗(yàn)材料87中，由于表層材料1的Sn濃度高，因此重疊部的腐蝕嚴(yán)重，在 SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了剝離。試驗(yàn)材料88中，由于表層材料1的Ni濃度高，因此，表層 材料1層的腐蝕速度快，在SWAAT試驗(yàn)的8周中產(chǎn)生了穿通。試驗(yàn)材料89中，由于芯材的 Cr濃度高，因此，壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料90中，由于芯材的& 濃度高，因此，壓延時(shí)邊緣破裂嚴(yán)重，無法制造包覆材料。試驗(yàn)材料91中，由于芯材的Mg濃 度高，因此，無法進(jìn)行重疊釬焊，無法進(jìn)行SWAAT腐蝕試驗(yàn)。(試驗(yàn)C)在由試驗(yàn)A和試驗(yàn)B中制造的表層材料1、芯材、表層材料2的組合所構(gòu)成的上述試驗(yàn)材料1 25、以及47 71 (以下，稱作組合No. 1 25、47 71)中，變更由均質(zhì)化處 理、熱包覆壓延、冷軋、中間退火、最終冷軋、最終退火組成的制造工序的條件，制造出厚度 為0. 20mm的包覆材料。將制造條件示于表15、表16，將各組合No.的制造條件示于表17 20。將所得到的包覆材料作為試驗(yàn)材料，進(jìn)行以下的試驗(yàn)5、試驗(yàn)6。表15
表16
表17
表18
表19試驗(yàn)5將試驗(yàn)材料加工成JIS Z 22015號(hào)試片，在常溫下根據(jù)JIS Z2241進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。 將拉伸試驗(yàn)中材料的伸長率為10%以上者評(píng)價(jià)為良好(〇)，將低于10%者評(píng)價(jià)為不良 (X)。試驗(yàn)6以規(guī)定的厚度切割試驗(yàn)材料作為試片，使用儀力信(Erichsen)試驗(yàn)機(jī)，以表層材 料1側(cè)成為突出側(cè)而進(jìn)行杯突試驗(yàn)(Erichsen test)。從突出部到正常部的厚度成為加工 度0 20%的形式加以調(diào)整。然后，在所加工的試片的兩面涂覆約5g/m2的氟化物系焊劑， 加以干燥后，在氮?dú)猸h(huán)境中以50°C /min的平均升溫速度加熱至600°C (到達(dá)溫度)，即進(jìn)行 釬焊加熱。然后，測(cè)定未加工部和低加工部的侵蝕深度，將侵蝕最深的部分達(dá)到板厚的芯材 厚度的20%者評(píng)價(jià)為不良(X)，將小于20%者評(píng)價(jià)為良好(〇)。表21表23
表24
將試驗(yàn)結(jié)果示于表21 24中。如表21 22所示，本發(fā)明的試驗(yàn)材料101 150 均顯示優(yōu)異的材料伸長率，沒有發(fā)現(xiàn)均質(zhì)化處理后的熔融，也沒有未加工部、低加工部的侵 蝕。與此相對(duì)，如表23 24所示，由于試驗(yàn)材料151、156、158、165、167、173、175、181、 183、189、191、197、199中，由于均質(zhì)化處理溫度的時(shí)間少，因此析出了阻礙重結(jié)晶的微細(xì)化 合物，由于最終退火溫度低，因此，最終退火前的變形沒有得到恢復(fù)，材料伸長率降低。試驗(yàn)材料152、160、168、176、184、192、200中，由于均質(zhì)化處理溫度高，因此產(chǎn)生 局部熔融，而且壓延時(shí)產(chǎn)生裂紋，無法制造試驗(yàn)材料。試驗(yàn)材料153、161、119、177、185、193 中，由于中間退火溫度低，最終退火時(shí)完全軟化，因此，釬焊時(shí)低加工部的侵蝕嚴(yán)重。試驗(yàn)材 料154、162、170、178、186、194中，由于均質(zhì)化處理、中間退火、最終退火的溫度均高，因此， 能量成本上升，在實(shí)用上存在問題。試驗(yàn)材料155、163、171、179、187、195中，由于最終冷軋的壓下率低，因此，在釬焊 加熱時(shí)沒有完成重結(jié)晶，侵蝕嚴(yán)重。試驗(yàn)材料156、158、164、166、172、174、180、182、188、 190、196、198中，由于最終冷軋的壓下率高，且最終退火溫度過高，因此發(fā)生完全軟化，在釬 焊加熱時(shí)低加工部的侵蝕嚴(yán)重。
權(quán)利要求
一種換熱器用鋁合金包覆材料，是用于形成換熱器的制冷劑通路的鋁合金包覆材料，其特征在于，是在芯材的一側(cè)的表面包覆表層材料1，在該芯材的另一側(cè)的表面包覆表層材料2而成的三層包覆材料，且將上述表層材料1作為制冷劑通路的相反側(cè)面使用，其中，所述芯材由含有Si0.5～1.2％、Cu0.2～1.0％、Mn1.0～1.8％，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料1由含有Si3～6％、Zn2～8％，進(jìn)而還含有Mn0.3～1.8％、Ti0.05～0.30％中的一種或兩種，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料2由含有Si6～13％，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還含有Mg 0. 5%以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還含 有 Sr 0. 005 ~ 0. 05%o
5.根據(jù)權(quán)利要求2所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還含 有 Sr 0. 005 0. 05%o
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還含 有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。
7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還含 有 In 0. 001 ~ 0. 10%, Sn 0. 001 0. 10%中的一種或兩種。
8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1中， 將Ni的含量限制在低于0. 05%。
9.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料2還含 有 Sr 0. 005 0. 05%o
10.根據(jù)權(quán)利要求2所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料2還 含有 Sr 0. 005 ~ 0. 05%o
11.根據(jù)權(quán)利要求4所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料2還 含有 Sr 0. 005 ~ 0. 05%o
12.根據(jù)權(quán)利要求5所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料2還 含有 Sr 0. 005 0. 05%o
13.根據(jù)權(quán)利要求1所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料2還 含有 Cu 0. 1 0. 5%。
14.一種換熱器用鋁合金包覆材料的制造方法，其是權(quán)利要求1 13中任一項(xiàng)所述的 鋁合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在550 620°C下對(duì)構(gòu)成芯材的鋁合金的鑄錠進(jìn) 行2 20h的均質(zhì)化處理，將該鑄錠以及構(gòu)成表層材料1和表層材料2的鋁合金加以包覆 并進(jìn)行熱軋、冷軋，在冷軋的途中以300 400°C進(jìn)行2 5h的熱處理，以使芯材成為重結(jié) 晶組織，然后，進(jìn)行壓下率為10 40%的冷軋，從而調(diào)整為最終板厚，在最終板厚狀態(tài)下以 200 450°C進(jìn)行2 5h的熱處理，而實(shí)施恢復(fù)處理。
15.一種換熱器用鋁合金包覆材料，是用于形成換熱器的制冷劑通路的鋁合金包覆材 料，其特征在于，是在芯材的一側(cè)的表面包覆表層材料1而成的兩層包覆材料，且將上述表層材料1作 為制冷劑通路的相反側(cè)面使用，其中，所述芯材由含有Si :0. 5 1.2%、Cu:0. 2 1.0%、Mn:1.0 1.8%，且余量為Al禾口 不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料1由含有Si 3 6%、Zn :2 8%，進(jìn)而還含有Mn 0. 3 1.8%、Ti 0. 05 0. 30%中的一種或兩種，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還含有 Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。
17.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述芯材還含有 Mg 0. 5% 以下。
18.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還 含有 Sr 0. 005 0. 05%。
19.根據(jù)權(quán)利要求16所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還 含有 Sr 0. 005 0. 05%。
20.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還 含有Cr 0. 30%以下、Zr 0. 30%以下中的一種或兩種。
21.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1還 含有In 0. 001 0. 10%、Sn 0. 001 0. 10%中的一種或兩種。
22.根據(jù)權(quán)利要求15所述的換熱器用鋁合金包覆材料，其特征在于，上述表層材料1 中，將Ni的含量限制在低于0. 05%。
23.一種換熱器用鋁合金包覆材料的制造方法，其是權(quán)利要求15 22中任一項(xiàng)所述的 鋁合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在550 620°C下對(duì)構(gòu)成芯材的鋁合金的鑄錠進(jìn) 行2 20h的均質(zhì)化處理，將該鑄錠以及構(gòu)成表層材料1的鋁合金加以包覆并進(jìn)行熱軋、冷 車L，在冷軋的途中以300 400°C進(jìn)行2 5h的熱處理，以使芯材成為重結(jié)晶組織，然后，進(jìn) 行壓下率為10 40%的冷軋，從而調(diào)整為最終板厚，在最終板厚狀態(tài)下以200 450°C進(jìn) 行2 5h的熱處理，而實(shí)施恢復(fù)處理。
全文摘要
本發(fā)明提供適合作為鋁合金制換熱器的部件，特別是作為管材或槽、封頭材料使用的釬焊接合性和外表面耐腐蝕性優(yōu)異的換熱器用鋁合金包覆材料，所述鋁合金制換熱器是在非活性氣體環(huán)境中通過采用氟化物焊劑的釬焊制造的鋁合金制換熱器。該換熱器用鋁合金包覆材料是在芯材的一側(cè)的表面包覆表層材料1，在該芯材的另一側(cè)的表面包覆表層材料2而成的三層包覆材料，且將上述表層材料1作為外側(cè)面使用，其中，所述芯材由含有Si0.5～1.2％、Cu0.2～1.0％、Mn1.0～1.8％，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料1由含有Si3～6％、Zn2～8％，進(jìn)而還含有Mn0.3～1.8％、Ti0.05～0.30％中的一種或兩種，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成；所述表層材料2由含有Si6～13％，且余量為Al和不可避免的雜質(zhì)的鋁合金構(gòu)成。
文檔編號(hào)C22C21/00GK101871063SQ201010154128
公開日2010年10月27日 申請(qǐng)日期2010年4月21日 優(yōu)先權(quán)日2009年4月21日
發(fā)明者久富裕二, 伊藤泰永, 山下尚希 申請(qǐng)人:住友輕金屬工業(yè)株式會(huì)社