專利名稱：：熱交換器用鋁合金包覆材的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及汽車等的熱交換器使用的鋁合金包覆材。
背景技術：
：通常，作為汽車用熱交換器的原材料，使用在芯材的一面或兩面配設有釬料、犧牲材(對芯材的犧牲防蝕材料)的各種鋁合金包覆材。現(xiàn)在，為了使汽車輕量化，這種熱交換器用鋁合金包覆材正在要求高強度、高抗蝕性、且例如金屬板厚為0.3mm以下的薄壁。例如，專利文獻1中公開一種熱交換器用的鋁合金復合材，在規(guī)定犧牲材(犧牲陽極材料)中的Zn、Mn量的基礎上，通過控制犧牲材中的Al-Mn系金屬間化合物的粒徑和分布，使得隨著犧牲材的抗蝕效果的腐蝕電流值減小來提高抗蝕性。具體地說，鋁合金制的芯材的各個面為含有1.06.0質量％的Zn、0.22.0質量％的Mn、余量為Al及不可避免的雜質構成的鋁合金，并且，通過將以數(shù)密度2.OX109個/mm3以上含有平均粒徑為0.10.8iim的Al-Mn系金屬間化合物的鋁合金構成的犧牲材、和含有規(guī)定量的Si的Al-Si系合金制的釬料進行復合，使得隨著犧牲材的抗蝕效果的腐蝕電流值為40uA/cm2。另外，專利文獻2中公開一種熱交換器用的鋁合金包覆材，在規(guī)定芯材的Mn、Cu、Si、Fe量，且規(guī)定犧牲材(犧牲陽極材料)的Zn、Mn、Sii、Fe量的基礎上，通過控制犧牲材中的化合物的粒徑和密度來控制電位梯度、腐蝕方式，由此提高抗蝕性。具體地說，記載了一種抗蝕性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金包覆材，其特征在于，在芯材的一面上復合Al-Si系釬料，在另一面上復合犧牲材，其中，所述芯材含有Mn:0.62.0質量X、Cu:0.31.0質量X、Si:0.31.2質量％和Fe:0.010.4質量X，余量是A1和雜質，所述犧牲材含有Zn:2.06.0質量X、Mn:0.21.0質量X、Si:0.010.4質量％、Fe:0.010.3質量％，余量是Al和雜質，在犧牲材的母材中的Mn系化合物、Si系化合物和Fe系化合物中，粒徑0.1iim以上的化合物粒子為2X106個/mm2以下。專利文獻專利文獻1:(日本)特開平11-61306號公報專利文獻2:(日本)特開2004-76057號公報但是，就現(xiàn)有熱交換器用的鋁合金包覆材而言，存在以下所示的問題。汽車用熱交換器中，實現(xiàn)了材料的薄壁化，但為了輕量化、小型化及降低成本，進一步薄壁化的要求日益強烈。而且，由于該薄壁化的進程，熱交換器用的鋁合金包覆材必須要有高的抗蝕性。另外，熱交換器用的鋁合金包覆材還必須具有優(yōu)異的釬焊性。在此，現(xiàn)有技術中，雖然提高了抗蝕性、釬焊性等的水平要求，但是，為了對應材料的薄壁化，理想的是更高抗蝕性、且具有優(yōu)異的釬焊性的熱交換器用的鋁合金包覆材的開發(fā)。另外，以鋁合金包覆材的高強度化為目的，在鋁合金中除添加Mn以外，進行Fe、Si、Cn等合金元素的添加。為這種鋁合金包覆材時，例如，如專利文獻l所述，僅僅控制Al-Mn系金屬間化合物來確保足夠的抗蝕性顯得比較困難。尤其是在形成孔狀腐蝕(以下將其稱為"孔蝕"，將不易發(fā)生孔蝕的性能稱為"抗孔蝕性")的這種使用條件下，例如在汽車的散熱器的散熱管等中使用的情況下，有可能在比較短的時間內(nèi)就會發(fā)生孔空隙(從散熱管的內(nèi)面貫通至外面的孔)。在此，鋁合金包覆材中所添加的合金元素例如Mn、Fe、Si、Cu等，在鋁合金中形成MnAl6、Al12SiMn3、Al12Si(Mn，F(xiàn)e)3等Al-Mn系^1201等Al-Cu系、其它Al3Fe、Al12Fe3Si等金屬間化合物。另外，芯材的鋁合金中所含有的例如Cu等合金元素在595t:X3分鐘釬焊加熱后，由于其自芯材的擴散，在犧牲材的鋁合金的矩陣中進行固溶，或形成如前所述的金屬間化合物。而且，這種金屬間化合物的形成例如在進行合金元素的添加及熱軋等的情況下，是不可避免的現(xiàn)象。以上的金屬間化合物中的Al-Mn系、A1-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物成為腐蝕發(fā)生的起點。即，A1-Mn系、A1-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物在鋁合金中作為陰極部位起作用，因此認為，其會促進在其周圍附近的局部腐蝕，容易形成孔蝕。尤其是，在這些金屬間化合物以少量且粗大的尺寸存在的情況下，以此為起點發(fā)生少數(shù)孔蝕，陽極的溶解在此集中，所以容易產(chǎn)生孔空隙。
發(fā)明內(nèi)容于是，本發(fā)明是鑒于這種問題而開發(fā)，提供一種具有優(yōu)異的釬焊性并且抗孔蝕性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金包覆材。作為用于解決所述課題的方法，本發(fā)明提供一種熱交換器用鋁合金包覆材(以下有時稱為"包覆材")，其具備芯材、形成于該芯材的一面?zhèn)鹊臓奚摹⑿纬捎谠撔静牡牧硪幻鎮(zhèn)鹊挠葾l-Si系合金構成的釬料，其特征為，所述芯材含有Si:0.151.6質量％、Mn:0.32.0質量X、Cu:0.l1.0質量X、Ti:0.020.3質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成；所述犧牲材含有Zn:4.010.0質量％、Cr:0.010.5質量％;余量由Al及不可避免的雜質構成。根據(jù)這種構成，通過在芯材中添加規(guī)定量的Si、Mn、Cu、Ti，芯材的強度、抗孔蝕性提高，另外，通過在犧牲材中添加規(guī)定量的Zn、Cr，犧牲材的強度、抗孔蝕性提高。另外，本發(fā)明提供一種熱交換器用鋁合金包覆材，其具備芯材、形成于該芯材的一面?zhèn)鹊臓奚?、形成于該芯材的另一面?zhèn)鹊挠葾l-Si系合金構成的釬料，其特征為，所述芯材含有Si:0.151.6質量X、Mn:0.32.0質量X、Cu:0.11.0質量X、Ti:0.020.3質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成，所述犧牲材含有Zn:4.010.0質量％、Cr:0.010.5質量X、Si:1.0質量％以下(不包括0質量％)、Mn:2.0質量％以下(不包括0質量％)，余量由Al及不可避免的雜質構成，595t:X3分鐘釬焊加熱后在所述犧牲材中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物，在所述犧牲材的與軋制方向正交的方向上的垂直的截面(以下稱為"犧牲材截面")的電子顯微鏡觀察像中的最大尺寸，以當量圓直徑計為10nm以上且1iim以下，以當量圓直徑計為10nm以上且1ym以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的數(shù)密度為1X105個/mm2以上，并且，以當量圓直徑計為10nm以上且1iim以下的Al-Mn系、A1-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的面積率為4%以下。根據(jù)這種構成，通過在芯材中添加規(guī)定量的Si、Mn、Cu、Ti，芯材的強度、抗孔蝕性提高，另外，通過在犧牲材中添加規(guī)定量的Zn、Cr、Si、Mn，犧牲材的強度、抗孔蝕性提高。進而，通過控制犧牲材中析出的規(guī)定的金屬間化合物的分散狀態(tài)(最大尺寸(當量圓直徑)、數(shù)密度及面積率)，就不易發(fā)生以它們的金屬間化合物為起點的孔蝕，陽極的溶解不會集中。因此，不會促進這些金屬間化合物的周圍附近的局部腐蝕，不易發(fā)生孔空隙。另外，本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材，其特征為，所述芯材還含有Mg:0.050.7質量％。根據(jù)這種構成，通過在芯材中還添加規(guī)定量的Mg而形成Mg2Si化合物，使得芯材的強度提高。此外，本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材，其特征為，在所述芯材和所述釬料之間，設置有不含Mg的鋁合金制中間材。根據(jù)這種構成，通過在芯材和釬料之間具有中間材，可防止芯材中所含有的Mg向釬料中擴散，可防止釬焊性降低。根據(jù)本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材，通過使芯材及犧牲材中含有規(guī)定量的規(guī)定元素，不會使釬焊性降低，能夠使包覆材的強度及抗孔蝕性提高。另外，根據(jù)本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材，通過使芯材及犧牲材中含有規(guī)定量的規(guī)定元素，并且對在595°CX3分鐘釬焊加熱后在所述犧牲材中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)進行控制，能夠不使釬焊性降低而使包覆材的強度及抗孔蝕性提高。而且，通過在芯材中添加規(guī)定量的Mg，可以進一步提高包覆材的強度。另外，通過在芯材和釬料之間設置中間層，可以防止釬焊性降低。圖1(a)、(b)是表示部分名單熱交換器用鋁合金包覆材的構成的剖面圖；圖2(a)是表示犧牲材的剖面的示意圖；(b)是用于說明犧牲材的截面在電子顯微鏡觀察下的觀察位置的示意圖；(c)是用于說明電子顯微鏡觀察像視野內(nèi)的規(guī)定的金屬間化合物的分散狀態(tài)的示意圖。符號說明la、lb熱交換器用鋁合金包覆材2芯材3犧牲材4釬料5中間材S犧牲材的截面V視野(SEM觀察像視野)CAl-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物具體實施例方式下面，參照附圖對本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材詳細地進行說明。作為本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材，可舉出如圖l所示，在芯材2的一面?zhèn)刃纬捎袪奚?、在另一面?zhèn)刃纬捎锈F料4的三層的熱交換器用鋁合金包覆材la((包覆材la)。另外，就熱交換器用鋁合金包覆材而言，只要在芯材的一面?zhèn)鹊淖畋砻嫘纬蔂奚?、在另一面?zhèn)鹊淖畋砻嫘纬赦F料即可，如圖l(b)所示，也可以是在芯材2的一面?zhèn)刃纬捎袪奚?、在另一面?zhèn)刃纬捎兄虚g材5、釬料4的四層的熱交換器用鋁合金包覆材lb(包覆材lb)。此外，未圖示，還可以是增加了犧牲材3、釬料4、中間材5中的層數(shù)的五層以上的包覆材。接著，對構成包覆材la、lb的芯材2、犧牲材3、釬料4、中間層5中的合金成分的含量的數(shù)值限定理由、犧牲材3中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)進行說明。[第一實施方式]本發(fā)明的第一實施方式為，芯材2含有規(guī)定量的Si、Mn、Cu、Ti，根據(jù)需要還含有規(guī)定量的Mg，余量由Al及不可避免的雜質構成；犧牲材3含有規(guī)定量的Zn、Cr，余量由Al及不可避免的雜質構成?！缎静摹沸静?含有Si:0.151.6質量X、Mn:0.32.0質量％、Cu:0.11.0質量％、Ti:0.020.30質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成。另外，為提高強度，也可以還含有Mg:0.050.7質量％?！碨i:0.151.6質量％>Si有使芯材2的強度提高的效果，尤其是含有Mg時，利用Si-Mg系析出物可以使芯材2的強度提高。但是，Si的含量不足O.15質量％時，不能充分地提高芯材2的強度。而當Si的含量超過1.6質量％時，由于使融點降低，釬焊時會產(chǎn)生芯材2的熔融。因而，Si的含量設定為0.151.6質量％。另外，更優(yōu)選0.51.2質量％?！碝n:0.32.0質量％>Mn有使芯材2的強度及抗孔蝕性提高的效果。但是，Mn的含量不足0.3質量％時，不能充分地提高芯材2的強度。而當Mn的含量超過2.0質量％時，形成粗大的析出物，加工性降低，并且由于孔蝕到達芯材2后會作為陰極部位而動作，抗孔蝕性降低。因而，Mn的含量設定為O.32.0質量％。另外，更優(yōu)選0.61.7質量％。〈Cu:0.11.0質量％>Cu有使芯材2的強度提高的效果。但是，芯材2中含Cu時，往往會使粒界腐蝕感受性增大，而使犧牲材3側的抗孔蝕性降低。因此，通過使犧牲材3含Zn，使得犧牲材3的電位相對于芯材2及粒界過低，可以防止粒界腐蝕。但是，Cu的含量不足0.1質量％時，不能確保其和犧牲材3的電位差，抗孔蝕性降低。而當Cu的含量超過1.0質量％時，因使得融點降低，釬焊時會產(chǎn)生芯材2的熔融。因而，Cu的含量設定為0.11.0質量％。另外，更優(yōu)選0.61.0質量％?！碩i:0.020.30質量％>Ti在芯材2中分布為層狀，使腐蝕方式層狀化，所以，使抗孔蝕性提高。但是，Ti的含量不足0.02質量％時，使腐蝕形態(tài)層狀化的效果變小。而當Ti的含量超過0.30質量％時，生成A1-Ti系的粗大的金屬間化合物，成為成形加工時破裂的主要原因。6因而，Ti的含量設定為0.020.30質量％。〈Mg:0.050.7質量％>Mg有使芯材2的強度提高的效果。尤其是能夠形成Mg2Si化合物，使芯材2的強度提高。但是，Mg的含量不足0.05質量％時，不能充分地提高芯材2的強度，且添加Mg的效果變小。而Mg的含量超過0.7質量X時，在通常使用焊劑的釬焊法(7-口'7夕法)中，焊劑成分和Mg發(fā)生反應，因此釬焊性降低。因而，含有Mg時，Mg的含量設定為0.050.7質量％。另外，更優(yōu)選0.10.5質量％?！从嗔緼1及不可避免的雜質>芯材2的成分除上述外，余量由Al及不可避免的雜質構成。另外，作為不可避免的雜質，例如含有Zr、B、Fe。即使在例如將Zr設定為0.2質量％以下、B設定為0.1質量％以下、Fe設定為0.2質量％以下(都不包括0質量％)等范圍含有這種不可避免的雜質，也不妨礙本發(fā)明的效果。因而，允許含有這種不可避免的雜質。另外，在芯材2中，這種不可避免的雜質的含量合計可以允許到0.4質量％?！稜奚摹窢奚?含有Zn:4.010.0質量％、Cr:0.010.5質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成?！碯n:4.010.0質量％>Zn有降低犧牲材3的電位的效果。如上所述，芯材2中含有Cu時，因粒界腐蝕感受性增大，必需降低犧牲材3的電位。Zn的含量不足4.0質量％時，對于芯材2不能維持充分的電位差，芯材2發(fā)生粒界腐蝕，抗孔蝕性降低。而Zn的含量超過10.0質量％時，包覆時，包覆材自身往往會破裂，并且犧牲材3的自身腐蝕速度加快，犧牲材3產(chǎn)生早期腐蝕，抗孔蝕性降低。因而，Zn的含量設定為4.010.0質量％。另外，更優(yōu)選4.57.0質量％?！碈r:0.010.5質量％>Cr在犧牲材3中形成A1和析出物，成為作為陰極部位起作用的化合物析出的基點。即，具有通過添加Cr，使陰極部位進行微細分散，且通過增加孔腐蝕發(fā)生的基點，抑制腐蝕向深度方向進展的效果。Cr的含量不足0.01質量％時，陰極部位的分散不充分，不能使包覆材的抗孔蝕性充分提高。而Cr的含量超過0.5質量％時，形成粗大析出物，陰極部位的分散不充分，反而使抗孔蝕性降低。因而，Cr的含量設定為0.010.5質量％。另外，更優(yōu)選0.050.3質量％?！从嗔緼1及不可避免的雜質>犧牲材3的成分除上述外，余量由A1及不可避免的雜質構成。另外，作為不可避免的雜質，例如含有Ti、Zr、B、Fe。即使在例如將Ti設定為0.05質量％以下、Zr設定為0.2質量％以下、B設定為0.1質量％以下、Fe設定為0.2質量％以下(都不包括0質量％)等范圍含有這種不可避免的雜質，也不妨礙本發(fā)明的效果。因而，允許含有這種不可避免的雜質。另外，在犧牲材3中，這種不可避免的雜質的含量合計可以允許到0.4質量％。[第二實施方式]本發(fā)明的第二實施方式為，芯材2含有規(guī)定量的Si、Mn、Cu、Ti，根據(jù)需要還含有規(guī)定量的Mg，余量由Al及不可避免的雜質構成；犧牲材3為含有規(guī)定量的Zn、Cr、Si、Mn，余量由Al及不可避免的雜質構成的材料。此外，對犧牲材3中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)按照規(guī)定進行控制?！缎静摹沸静?含有Si:0.151.6質量X、Mn:0.32.0質量％、Cu:0.11.0質量％、Ti:0.020.30質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成。另外，為提高強度，也可以還含有Mg:0.050.7質量％。關于芯材2的合金成分的含量的數(shù)值限定理由、余量等，和上述第一實施方式一樣，所以，在此省略其說明。《犧牲材》犧牲材3含有Zn:4.010.0質量％、Cr:0.010.5質量％、Si:1.0質量％以下(不包括0質量％)、Mn:2.0質量％以下(不包括0質量％)，余量由Al及不可避免的雜質構成。關于Zn、Cr的含量的數(shù)值限定理由、余量等，和上述第一實施方式一樣，所以，在此省略其說明?！碨i:1.0質量％以下(不包括0質量％)>Si有使犧牲材3的強度提高的效果。Si的含量越多犧牲材3的強度越高，但Si的含量超過1.0質量％時，會形成粗大析出物，在此基礎上，粒界腐蝕感受性增大，抗孔蝕性降低。因而，Si的含量設定為1.0質量％以下。另外，更優(yōu)選O.10.7質量％。〈Mn:2.0質量％以下(不包括0質量％)>Mn有使犧牲材3的強度提高的效果。Mn在犧牲材3中固溶使犧牲材3的強度提高。Mn的含量越多，犧牲材3的強度越提高，但Mn的含量超過2.0質量％時，形成粗大析出物且在犧牲材3內(nèi)作為陰極部位起作用，因此，促進腐蝕，抗孔蝕性降低。因而，Mn的含量設定為2.0質量％以下。另外，更優(yōu)選0.31.2質量％。〈犧牲材中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)>作為595°CX3分鐘釬焊加熱后在犧牲材3中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)，在犧牲材3中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物，與犧牲材3的軋制方向正交的方向上的垂直的截面的電子顯微鏡觀察像的最大尺寸，以當量圓直徑計為10nm以上且liim以下，以當量圓直徑計為10nm以上且1ym以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的數(shù)密度為1X10s個/mm2以上，且以當量圓直徑計為10nm以上且1ym以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的面積率為4%以下。另外，所謂"最大尺寸以當量圓直徑計為10nm以上且1ym以下"，是指電子顯微鏡觀察圖像視野內(nèi)的所有金屬間化合物的最大直徑為"10nm以上且1iim以下"。如上所述，Al-Mn系、Al_Mn_Si系及Al-Cu系金屬間化合物成為腐蝕發(fā)生的起點，尤其是，在這些金屬間化合物以少量且粗大的尺寸存在的情況下，以此為起點發(fā)生少數(shù)孔蝕，陽極的溶解在此集中，所以容易產(chǎn)生孔空隙。因此，犧牲材3中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)(最大尺寸(當量圓直徑)、數(shù)密度及面積率)必須滿足上述的范圍。另外，數(shù)密度是表示孔蝕發(fā)生的基點的數(shù)的指標。該值小時，具體地說，該值不足1X105個/mm2時，孔蝕發(fā)生的基點少，往往會促進向深度方向的腐蝕進展。另一方面，對于上限沒有特別限制，但通常為1Xl(f個/mm2以下。8這種金屬間化合物的分散狀態(tài)的控制，可以通過將犧牲材3中的合金成分的含量限定在上述范圍，并且按照規(guī)定限定后述的犧牲材3(犧牲材用鑄塊)的均質化處理的條件來進行。接著，參照圖2(a)(b)對這種金屬間化合物的分散狀態(tài)進行調(diào)研的方法的一例進行說明。首先，對犧牲材3的和軋制方向正交的方向上的垂直的截面S(參照圖2(a))，以犧牲材3的厚度的1/2的位置為視野V的中心，用掃描型電子顯微鏡在10000倍進行觀察，(參照圖2(b))，進行SEM觀察像(電子顯微鏡觀察像)的拍攝。另外，在本發(fā)明的成分中，全部的析出物包括Mn、Si、Cu的任一種。而且，通過求出含Mn、Si、Cu的金屬間化合物C的SEM觀察像視野V內(nèi)(10iimX100ym)的當量圓直徑L、個數(shù)及它們所占的面積率，來調(diào)研金屬間化合物C的分散狀態(tài)(參照圖2(c)，但是，為了方便，圖2(c)的視野V表示對圖2(b)的視野V的中心進行了SEM觀察的部分)。《釬料》釬料4由Al-Si系合金構成，作為Al-Si系合金可舉出通常的JIS合金，例如4343、4045等。在此，所謂Al-Si系合金是包括除含有Si以外還含有Zn的合金。S卩，作為Al-Si系合金可舉出Al-Si系合金或A1-Si-Zn系合金。另外，除Si、Zn夕卜，也可以含有例如Fe、Cu、Mn、Mg等?！从嗔緼1及不可避免的雜質>釬料4的成分除上述外，余量由Al及不可避免的雜質構成。另外，作為不可避免的雜質，例如含有Ti、Zr、B、Fe。即使在例如將Ti設定為0.05質量％以下、Zr設定為0.2質量％以下、B設定為0.1質量％以下、Fe設定為0.2質量％以下(都不包括0質量％)等范圍含有這種不可避免的雜質，也不妨礙本發(fā)明的效果。因而，允許含有這種不可避免的雜質。另外，在釬料4中，這種不可避免的雜質的含量可以允許合計到0.4質量％。《中間材》優(yōu)選在芯材2和上述釬料4之間設置不含Mg的鋁合金制中間材5。通過在芯材2和釬料4之間具備這種中間材5，可以防止芯材2中所含的Mg向釬料4中進行熱擴散，可以防止釬焊性降低。中間材5是不含Mg的鋁合金，除純Al及JIS3003以外，為了提高強度及確保其與釬料4的電位差，可以適當采用添加了Si，Mn，Cu，Ti的鋁合金。作為組成例可以舉出Al-lSi-lCu-l.6Mn等。利用這種中間材5可以防止芯材2的Mg的熱擴散。另外，利用Si，Cu，Mn，Ti可以使電位比釬料4低得多，所以，能夠防止芯材2的腐蝕。就這種包覆材la(lb)而言，作為一例可以通過以下的制造方法進行制造。首先，通過連續(xù)鑄造將犧牲材用鋁合金及釬料用鋁合金進行溶解、制塊、鑄造而制造成鑄塊，根據(jù)需要對該鑄塊進行表面加工(表面平滑化處理)及均質化處理，由此制造芯材用鑄塊、犧牲材用鑄塊、釬料用鑄塊。在此，就犧牲材用鑄塊而言，為控制析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)，均質化處理是必須的，優(yōu)選450550°CX6小時以下的均質化處理，在冷卻速度為0.52°C/分鐘的條件下進行。另外，芯材用鑄塊、犧牲材用鑄塊、釬料用鑄塊分別熱軋至規(guī)定的厚度，制成芯材用部件、犧牲材用部件、釬料用部件。另外，設置中間材時，可以用和上述的犧牲材用部9件或釬料用部件同樣的方法制作中間材用部件。其次，在芯材用部件的一面?zhèn)葘盈B犧牲材用部件，在其另一面?zhèn)葘盈B釬料用部件(根據(jù)需要，中間材用部件)，對該層疊材料進行熱處理(再加熱)后，通過熱軋進行壓接而制成板材。其后，進行冷軋、中間退火(連續(xù)退火)，再進行冷軋。另外，其后，也可以實施精加工退火。另外，當進行本發(fā)明時，在對上述各工序不造成影響的范圍，在上述各工序之間或前后，還可以包括變形矯正處理工序等其它工序。實施例接著，對滿足本發(fā)明的主要條件的實施例和未滿足本發(fā)明的主要條件的比較例進行比較，由此對本發(fā)明的熱交換器用鋁合金包覆材詳細地進行說明?！豆┰嚥牧现谱鳌穼⒕哂斜?所示的化學組成的ap芯材用鋁合金進行溶解、制塊，在700°C的鑄造溫度下進行鑄造，制造出鑄塊后，在530°CX75分鐘、0.5°C/分鐘進行冷卻直至50(TC這樣的條件下進行均質化處理后，進行熱軋制造出芯材用部件。另外，將具有表2所示的化學組成的AJ犧牲材用鋁合金進行溶解、制塊，在700°C76(TC的鑄造溫度下進行鑄造，制造出鑄塊后，在450550°CX6小時以下、0.5°C/分鐘進行冷卻直的條件下進行均質化處理后，在400°C以上進行熱軋，制造出犧牲材用部件。然后，將含有l(wèi)l質量X的Si的A1-Si合金的釬料用鋁合金，在通常施行的條件下進行鑄造、均質化處理后，通過熱軋制造出釬料用部件。在制造出的ap中的任一芯材用部件的一側面層疊AJ中的任一犧牲材用部件，在芯材用部件的另一側面層疊釬料用部件，在40055(TC下進行熱軋，其后進行冷軋，制造表3所示的No.126的包覆材。另外，包覆材的板厚設定為O.25mm，犧牲材的板厚設定為0.03mm。表1、2表示犧牲材的成分。另外，表1、2中，不含的成分用"-"表示，關于未滿足本發(fā)明的構成的成分，在數(shù)值等的下面畫線表示。表l10<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>*芯材成分的余量為Al及不可避免的雜質表2<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>*犧牲材成分的余量為Al及不可避免的雜質對于這樣操作制成的熱交換器用鋁合金包覆材(供試材料)，進行595t:X3分鐘的釬焊相當加熱，之后，進行以下所示的各試驗，對其特性進行評價。另外，調(diào)研犧牲材中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)(最大尺寸(當量圓直徑)、數(shù)密度及面積率)。另外，釬焊性的評價是對未施行釬焊相當加熱的供試材料進行評價?！纯箍孜g性〉抗孔蝕性的評價是通過測定最大孔蝕深度來進行的。最大孔蝕深度如下進行測定。按照縱寬50mm、橫寬50mm的尺寸切出包覆材，將其浸漬與作為冷卻水模擬液的OY水(C1—:195質量卯m、S042—:60質量卯m、Cu2+:1質量卯m、Fe3+:30質量卯m、pH:3.0)中，在8『C下保持8小時(包括從室溫加熱到8『C的時間)之后，在室溫下保持16小時(包括從88°C自然冷卻到室溫的時間)，按照這樣的周期進行一個月的浸漬試驗，測定試驗后的犧牲材側的腐蝕深度(最大腐蝕深度)。最大腐蝕深度的測定為，將所述浸漬試驗后的試樣的表面生成的腐蝕生成物除掉，之后，用焦點深度法對各包覆材上產(chǎn)生的孔蝕深度按50點/塊進行測定，將所測定的50點中最深的孔蝕作為最大孔蝕深度。表3表示最大孔蝕深度(ym)。將最大孔蝕深度為30iim以下的材料評價為抗孔蝕性良好，將最大孔蝕深度超過30iim的材料評價為抗孔蝕性不良?！粹F焊性>釬焊性的評價為，根據(jù)通過滴落試驗得到的流動系數(shù)(鋁硬釬焊手冊(平成4年1月發(fā)行)，輕金屬結構焊接協(xié)會P126記載的"滴落型流動性試驗"的方法)對釬焊性進行評價。將流動性為65%以上的材料評價為釬焊性良好(〇)，將不足65%的材料評價為釬焊性不良(X)。并將釬焊時產(chǎn)生芯材的熔融的材料評價為釬焊性不良(X)。〈犧牲材中析出的金屬間化合物的分散狀態(tài)>對于進行了595°CX3分鐘的釬焊相當加熱之后的鋁合金包覆材，利用掃描型電子顯微鏡(SEM)如下操作，求出犧牲材的和軋制方向正交的方向上的垂直的截面中的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及A1-Cu系金屬間化合物(表3中記作"犧牲材析出物")的最大尺寸、以當量圓直徑計為10nm以上且1iim以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的數(shù)密度(個數(shù)/1咖2)、以當量圓直徑計為10nm以上且lym以下的A1-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的面積率。(1)在各包覆材中隨機選擇5處，制作截面觀察用的試驗片。這這時，對截面觀察用的試驗片的表面(觀察面)實施拋光研磨，形成鏡面。(2)用掃描型電子顯微鏡(日本電子制，JSM-T330)在10000倍下，對在各個試驗片中每一點的犧牲材的截面，以犧牲材的厚度的1/2的位置為視野的中心進行觀察，并拍攝SEM觀察像。(3)使用SEN觀察像求出含Mn、Si、Cu的金屬間化合物的SEM觀察像視野內(nèi)(10iimX10iim)的最大尺寸、個數(shù)及它們所占的面積率。將Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的最大尺寸的當量圓直徑為10nm以上且1iim以下的材料評價為最大尺寸良好(〇)；將最大尺寸的當量圓直徑為50nm以上且500nm以下的材料評價為最大尺寸特別良好;將超過1Pm的材料評價為最大尺寸不良(X)。另夕卜，以當量圓直徑計為10nm以上且1ym以下的Al-Mn系、A1-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的個數(shù)每1mm2為1乂105個以上的材料評價為數(shù)密度良好，將該個數(shù)為5X1051X106個的評價為數(shù)密度特別良好，將不足1X105個的評價為數(shù)密度不良。而且，將以當量圓直徑計為10nm以上且lym以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的面積率為4X以下的材料評價為面積率良好(〇)；將超過4%的評價為不良(X)。表3表示這些試驗結果。另夕卜，表3中，用"-"表示未進行評價的材料及不能評價的材料，關于未滿足本發(fā)明的構成的材料及未滿足評價基準的材料，在數(shù)值下面畫線來表不。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>如表3所示，供試材料No.115滿足本發(fā)明的主要條件，所以抗孔蝕性、釬焊性都良好。另一方面，No.16:犧牲材中的Zn的濃度不足下限值，所以，對芯材不能夠維持足夠的電位差，芯材2發(fā)生粒界腐蝕，抗孔蝕性差。No.17:犧牲材中的Si的濃度超過上限值，所以，形成粗大析出物，且粒界腐蝕感受性增大，抗孔蝕性差。另外，由于形成了粗大析出物，金屬間化合物的分散狀態(tài)不能滿足本發(fā)明的范圍。No.18:犧牲材中的Mn的濃度超過上限值，所以，形成粗大析出物，在犧牲材內(nèi)作為陰極部位起作用而促進腐蝕，因此，抗孔蝕性差。另外，由于生成了粗大析出物，金屬間化合物的分散狀態(tài)不能滿足本發(fā)明的范圍。No.19:犧牲材中的Cr的濃度超過上限值，所以，形成粗大析出物，陰極部位的分散不充分，抗孔蝕性差。另外，由于生成了粗大析出物，金屬間化合物的分散狀態(tài)不能滿足本發(fā)明的范圍。No.20:犧牲材中的Cr的濃度不足下限值，陰極部位的分散不充分，抗孔蝕性差。另外，由于得不到微細分散效果，金屬間化合物的分散狀態(tài)不能滿足本發(fā)明的范圍。No.21:芯材中的Si的濃度超過上限值，因此融點減低，釬焊時芯材產(chǎn)生熔融，有不能作為包覆材使用的可能性，所以，抗孔蝕性及金屬間化合物的分散狀態(tài)未進行評價。No.22:芯材中的Mn的濃度超過上限值，形成粗大析出物，加工性差，并且孔蝕到達芯材時作為陰極部位動作，抗孔蝕性差。No.23:芯材中的Cu的濃度不足下限值，不能充分確保其和犧牲材的電位差，抗孔蝕性差。No.24:芯材中的Cu的濃度超過上限值，因此融點減低，釬焊時芯材產(chǎn)生熔融，有不能作為包覆材使用的可能性，所以，抗孔蝕性及金屬間化合物的分散狀態(tài)未進行評價。No.25:芯材中的Mg的濃度超過上限值，包覆材和Mg反應，釬焊性差。另外，由于釬焊性差，有不能作為包覆材使用的可能性，所以，抗孔蝕性及金屬間化合物的分散狀態(tài)未進行評價。No.26:芯材中的Ti的濃度超過上限值，軋制時產(chǎn)生破裂，不能制作試驗片。另外，犧牲材中的Zn超過上限即10.0質量％的材料制作比較困難，所以，沒有具體的成分組成的數(shù)據(jù)。但是，通常，犧牲材的Zn超過上限時，復合時，包覆材本身往往會破裂，且犧牲材的自身腐蝕速度增大，犧牲材產(chǎn)生早期腐蝕，抗孔蝕性降低。以上，對本發(fā)明的最佳實施方式、實施例進行了說明，但本發(fā)明并不僅限于所述實施方式、實施例，在能夠適合部分名單宗旨的范圍，也可以試試廣泛的變更、改變，它們都被權利要求一種熱交換器用鋁合金包覆材，其具備芯材、形成于該芯材的一面?zhèn)鹊臓奚暮托纬捎谠撔静牡牧硪幻鎮(zhèn)鹊挠葾l-Si系合金構成的釬料，其特征在于，所述芯材含有Si0.15～1.6質量％、Mn0.3～2.0質量％、Cu0.1～1.0質量％、Ti0.02～0.3質量％，余量是Al及不可避免的雜質，所述犧牲材含有Zn4.0～10.0質量％、Cr0.01～0.5質量％，余量是Al及不可避免的雜質。2.—種熱交換器用鋁合金包覆材，其具備芯材、形成于該芯材的一面?zhèn)鹊臓奚暮托纬捎谠撔静牡牧硪幻鎮(zhèn)鹊挠葾l-Si系合金構成的釬料，其特征在于，所述芯材含有Si:0.151.6質量X、Mn:0.32.0質量％、Cu:0.11.0質量％、Ti:0.020.3質量X，余量是A1及不可避免的雜質，所述犧牲材含有Zn:4.010.0質量％、0:0.010.5質量X、Si:1.0質量％以下但不包括0質量X、Mn:2.0質量％以下但不包括0質量％，余量是Al及不可避免的雜質，并且，595t:X3分鐘釬焊加熱后在所述犧牲材中析出的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物，在所述犧牲材的與軋制方向正交的方向上的垂直截面的電子顯微鏡觀察像中的最大尺寸，以當量圓直徑計為10nm以上且lym以下，所述以當量圓直徑計為10nm以上且1iim以下的Al-Mn系、A1-Mn-Si系及Al-Cu系金屬間化合物的數(shù)密度為1X10s個/mm2以上，并且，所述以當量圓直徑計為10nm以上且lym以下的Al-Mn系、Al-Mn-Si系及A1-Cu系金屬間化合物的面積率為4%以下。3.如權利要求1或2所述的熱交換器用鋁合金包覆材，其特征在于，所述芯材還含有Mg:0.050.7質量％。4.如權利要求3所述的熱交換器用鋁合金包覆材，其特征在于，在所述芯材和所述釬料之間設有不含Mg的鋁合金制中間材。全文摘要本發(fā)明提供一種具有優(yōu)異的釬焊性并且耐孔蝕性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金包覆材。熱交換器用鋁合金包覆材(1a)具備芯材(2)、形成于該芯材(2)的一面?zhèn)鹊臓奚?3)、形成于該芯材(2)的另一面?zhèn)鹊挠葾l-Si系合金構成的釬料(4)，其特征在于，芯材(2)含有Si0.15～1.6質量％、Mn0.3～2.0質量％、Cu0.1～1.0質量％、Ti0.02～0.3質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成，犧牲材(3)含有Zn4.0～10.0質量％、Cr0.01～0.5質量％，余量由Al及不可避免的雜質構成。文檔編號C22C21/00GK101787469SQ201010108608公開日2010年7月28日申請日期2010年1月22日優(yōu)先權日2009年1月22日發(fā)明者小林宣裕,植田利樹,阪下真司申請人:株式會社神戶制鋼所